Évolution de la dureté au cours du revenu

Comme nous le verrons au prochain chapitre, nous nous intéressons au revenu que subit une partie de la dent induite. Il est donc nécessaire de comprendre ce qui se passe pendant un revenu, d’un point de vue métallurgique tout du moins.

Un traitement de revenu est généralement constitué d’une chauffe rapide, d’un maintien à une température en-dessous de la température de début de changement de phase Ac1, puis

d’un refroidissement rapide jusqu’à l’ambiante. Pour les aciers alliés, on distingue quatre stades lors de la chauffe de la martensite fraichement transformée (Olson et Owen, 1992). On peut les caractériser par analyses métallographiques, en microscopie électronique à balayage ou à transmission (Speich, 1969). Mais ces stades peuvent aussi être directement observés sur les courbes dilatométriques de l’acier concerné (courbe foncée sur la Figure 1.14).

Figure 1.14 Courbes dilatométriques d’un acier 70MC5 (10°C/min) A : trempe eau + azote liquide, E : trempe eau.

En chauffant une éprouvette à vitesse constante, on observe que la variation de la déformation en fonction de la température n’est pas linéaire. Chaque changement de pente est associé à un changement de mécanisme mis en jeu pendant le revenu. Nous n’avons malheureusement pas utilisé cette méthode dans notre étude car nous n’avions pas accès au matériel nécessaire à sa mise en œuvre.

Une description de ces différents mécanismes métallurgiques peut être faite pour un acier Fer-carbone pur. À noter que pour les aciers faiblement alliés comme le 4340, ces phénomènes restent similaires car les éléments d’alliage restent en solution solide dans la matrice et ne précipitent pas. Ces éléments ne font que ralentir les effets du revenu (Constant, Henry et Charbonnier, 1992), et incidemment peuvent augmenter les gammes de température pour lesquelles ces phénomènes sont observés.

Premier stade

Un 1er stade est observé pour des températures inférieures à 200 °C. À ces températures, des carbures ε précipitent au sein de la martensite α’. Leur composition est Fe2.4C et ils ont une

structure symétrique hexagonale. Cette réaction possède une énergie d’activation apparente faible de 100 à 150 kJ/mol. Cette précipitation se fait donc extrêmement facilement et relativement rapidement (Porter et Easterling, 1992). Cette précipitation est due au fait que les atomes de carbone situés dans les sites octaédriques de la martensite α’ commencent à ségréger sur les défauts du réseau cristallin, comme les dislocations par exemple, et précipitent en carbures ε. Par ailleurs, ces mécanismes ne demandent pas le transfert des atomes de carbone sur de grandes distances, ce qui explique le fait que de faibles températures peuvent les activer. La martensite commence alors à s’appauvrir en carbone interstitiel et présente une quadricité moins prononcée. La maille est par conséquent moins contrainte et donc moins dure (Durand-Charre, 2003). On parle d’adoucissement de la martensite, qui devient une martensite à plus bas carbone α’’. Il est à noter que l’apparition de carbures est généralement associée à un durcissement du matériau. Néanmoins, pour la martensite, c’est l’adoucissement de la matrice qui reste prépondérant et qui entraîne une perte de dureté de celle-ci.

Deuxième stade

Un 2ème stade intervient approximativement entre 200 °C et 350 °C (il y a donc recouvrement des domaines de température avec le stade 1). On l’associe à la décomposition de l’austénite résiduelle γr en agrégats de ferrite α et de cémentite Fe3C. Cependant, ce stade est surtout

présent dans les alliages à fort taux de carbone. Pour notre acier à 0,4 % de C, seule une faible quantité d’austénite résiduelle est présente sous forme de minces pellicules inter-lattes. De plus, elle disparait rapidement, aux alentours de 200 °C, comme illustré sur la Figure 1.15 sur la courbe du 4340. Comme la taille des grains d’austénite résiduelle est très faible, pour ce mécanisme encore les distances de diffusion sont faibles.

Figure 1.15 Fractions volumiques d’austénite résiduelle en fonction de la température pour le 4340.

Tirée de Grossman (1946)

Troisième stade

Dans le 3ème stade, de 250 °C à Ac1 (~700°C à l’équilibre), c’est au tour de la martensite

adoucie α’’ de se décomposer en ferrite α et cémentite Fe3C. Le carbure Fe3C, décrit comme

b=0.6744 nm, et c=0.4525 nm), est illustré sur la Figure 1.16. Il est le plus stable des carbures du fer. Simultanément, dans les premiers instants de ce stade, les carbures ε du 1er stade se décomposent et fournissent des atomes de carbone pour le grossissement des particules de cémentite Fe3C. À partir de 450 °C environ, toute la martensite adoucie α’’

redevient sous la forme cubique centrée. La taille des particules de cémentite commence alors à croître et leur nombre diminue. Puis, vers 600 °C, on observe une sphéroïdisation des particules de cémentite sur les dislocations internes (diffusion à grande distance) et les joints entre les lattes de martensite disparaissent, c’est la recristallisation.

Figure 1.16 Prisme trigonal du Fe3C.

Tirée de Krauss (1978)

Quatrième stade

Un 4ème stade intervient à partir de 500 °C pour les aciers fortement alliés (notre acier n’est donc pas concerné par ce phénomène). La cémentite se dissout pour former des carbures alliés bien plus stables avec certains éléments d’alliages. Une augmentation de la dureté avec la température est alors observée (Olson et Owen, 1992).

Enfin, il est à noter que chacun de ces stades est décrit selon une plage de température, lorsqu’un maintien de la température pendant un temps donné a permis la stabilisation des phénomènes. En revanche, ces descriptions ne donnent aucune indication sur le temps que met chaque mécanisme à apparaitre (à une température donnée).