Caractérisation de la précipitation de phase G dans la ferrite des alliages

Dans la ferrite des alliages modèles 7Ni-Si et 7Ni-Si-Mo vieillis 1 000h à 350°C, aucun précipité de phase G n’a été observé. Compte tenu du fait que la décomposition spinodale dans ces aciers a déjà débuté, cela permet de montrer que la précipitation de phase G est postérieure à la décomposition spinodale. Ceci est en accord avec les résultats de Mateo et al. [8] qui ont montré l'existence d'un temps d'incubation pour la précipitation de la phase G par MET. Etant donné la résolution plus faible du MET et la grande résolution de la sonde, nos résultats confirment qu'il s'agit réellement d'un effet cinétique et non de résolution de technique. Ces résultats valident à nouveau le mécanisme de formation proposé par Danoix et

al. [32] puis par Mateo et al. [8]: la précipitation à l'interface α/α' des particules résulte du rejet progressif des éléments G-gènes des zones α et α'.

Après 2 500h de vieillissement à 350°C, des zones enrichies en Si et Ni mal définies et diffuses se développent aux interfaces α/α' dans la ferrite de l’alliage modèle 7Ni-Si (Figure 3.39 et Figure 3.40). C'est le début de la précipitation homogène de la phase G. Dans ce même volume, un gros précipité de forme allongée et d'environ 10 nm de longueur, est visible. Ce précipité est issu de la précipitation hétérogène de la phase G sur une dislocation. On remarque l'enrichissement en éléments G-gènes le long d'une ligne partant du précipité. De plus, si on trace un profil de concentration au travers de ce précipité (Figure 3.42), on remarque que la concentration à cœur avoisine 60% en Ni+Si. Ce précipité est beaucoup plus riche en solutés que les précipités observés habituellement pour ce temps de vieillissement et que les amas qui l'entourent.

Figure 3.39 : Distribution des atomes de chrome (en rouge) et précipité de phase G (en noir) dans la ferrite de l’alliage 7Ni-Si vieilli 2 500h à 350°C après application d’un seuil

X_Si+Ni>15%. V=34x34x168 nm³.

Figure 3.40 : Reconstruction 3D obtenue sur l’alliage modèle 7Ni-Si vieilli 2 500h à 350°C. Les lignes rouges représentent des iso surfaces calculées avec un seuil XCr>24%. Les points noirs représentent les atomes appartenant aux précipités de phase G (seuil X_Si+Ni>15%).

Il est intéressant de noter que les petits amas de phase G présents sur la Figure 3.39

disparaissent des images 3D lorsqu'on applique un seuil de X_Si+Ni>20% contrairement au gros précipité comme le montre la Figure 3.41. Les mesures de la composition des petits amas est très difficile en raison de leur petite taille et de leur caractère diffus. Néanmoins nous avons quand même estimé leur composition, leur taille et leur densité numérique. La composition des amas (tableau 3.21) est proche de celle mesurée pour les précipités de phase G observés dans l’acier duplex C. De plus leurs rayons sont aussi pratiquement identiques (tableau 3.22).

Tableau 3.21 : Composition des amas de phase G pour les alliages 7Ni-Si et 7Ni-Si-Mo et pour l’acier C.

Tableau 3.22 : Rayon moyen et densité des amas de phase G dans les alliages 7Ni-Si et 7Ni-Si-Mo et pour l’acier C.

7Ni-Si 2 500h 7Ni-Si-Mo 2 500h Acier C 2 500h Rayon moyen (nm) 0,4 ± 0,2 0,5 ± 0,2 0,6 ± 0,2 Densité numérique (m^-3) 5,45x10²³ 4,61x10²³ 5,84 x10²³

Figure 3.41 : Distribution des atomes de chrome (en rouge) et précipité de phase G (en noir) dans la ferrite de l’alliage 7Ni-Si vieilli 2 500h à 350°C après application d’un seuil

XSi+Ni>20%. V=34x34x168 nm³. 7Ni-Si 2 500h 7Ni-Si-Mo 2 500h Acier C 2 500h Cr 14,07 ± 2,32 17,70 ± 2,20 15,49 ± 1,58 Fe 62,46 ± 3,24 59,39 ± 2,83 54,28 ± 2,18 Si 9,26 ± 1,94 7,14 ± 1,48 10,87 ± 1,36 Ni 14,21 ± 2,34 14,19 ± 2,01 16,63 ± 1,63 Mo / 1,58 ± 0,72 0,24 ± 0,21

Figure 3.42 : Profil de concentration des atomes de solutés (Si+Ni) au travers le précipité de phase G dans la ferrite de l’alliage 7Ni-Si vieilli 2 500 h à 350 °C. Volume

d’échantillonnage : 1x1x1 nm³.

La Figure 3.43 présente un volume reconstruit de l’alliage modèle 7Ni-Si-Mo vieilli 2 500h à 350°C. On observe le même type de précipitation que pour l’alliage modèle 7Ni-Si vieilli 2 500h. En effet, on note la présence de deux familles de précipités enrichis en Ni et Si: des petits amas diffus et mal définis qui sont la signature du début de la précipitation homogène de la phase G et 4 gros précipités de diamètre compris entre 2 et 4 nm et qui ont la particularité d’être parfaitement alignés. Ces gros précipités se sont très probablement formés le long d'une ligne de dislocation.

Figure 3.43 : Distribution des atomes de chrome (en rouge) et précipités de phase G (en noir) dans la ferrite de l’alliage 7Ni-Si-Mo après application d’un seuil X_Si+Ni>15%.

Figure 3.44 : Reconstruction 3D obtenue sur l’alliage modèle 7Ni-Si-Mo vieilli 2 500h à 350°C. Les lignes rouges représentent des iso surfaces calculées avec un seuil XCr>24%. Les

points noirs représentent les atomes appartenant aux précipités de phase G (seuil

X_Si+Ni>15%). V=4x50x100 nm³.

Les mesures de composition sur les petits amas sont données dans le tableau 3.21. La composition des amas dans les alliages 7Ni-Si et 7Ni-Si-Mo (hors Mo) sont identiques aux incertitudes de mesure près. Dans la ferrite de l’alliage 7Ni-Si-Mo, la concentration en Mo dans les précipités est plus faible que dans celle dans la matrice (tableau 3.20 et tableau 3.21). Ceci signifie que le Mo n’a pas de rôle particulier dans la formation des précipités de phase G. Le rayon moyen et la densité numérique des amas sont aussi similaires.

Ces résultats montrent que la précipitation de phase G est similaire dans les alliages modèles 7Ni-Si et 7Ni-Si-Mo et qu'elle est également très similaire à celle qui a pu être observée dans l’acier C sans Mo pour les mêmes conditions de vieillissement (Figure 3.4). Il semble donc que le Mo n’a pas d’influence sur la précipitation de phase G aux temps de vieillissement courts. Ceci est cohérent avec le comportement de la microdureté.