Composition chimique de la phase Gamma 78

La composition de la phase gamma ne peut être mesurée comme les précipités précédents car il existe un fort gradient de composition chimique en son sein. L’origine de ce gradient est expliquée chapitre 1 partie 2.1.2. Une autre solution a été envisagée, à savoir le profil de composition. Sur les échantillons étudiés, la composition chimique a été mesurée sur une longue droite (plusieurs mm de long) traversant la zone étudié et parallèle à la surface extérieur des plaques afin d’analyser une zone dont les vitesses de refroidissement sont similaires.

L’objectif n’est pas une détermination quantitative de la composition mais une évaluation qualitative de l’évolution de cette composition le long de la droite. Les données issues de cette analyse sont, pour tous les éléments, le nombre de coups enregistrés pour chaque point de la droite trahissant la présence de tel ou tel élément (Figure 74). Chaque point est espacé d’un peu plus d’un µm, le pas étant parfois légèrement modifié pour prendre en compte l’affinement ou le grossissement de la microstructure.

Figure 74: Profil de composition de l'échantillon extrait de la plaque de 5 mm au centre de l’échantillon soit pour une vitesse de refroidissement de 20°C/s. La courbure générale nettement identifiable sur le signal du Ni est due à l’inclinaison du faisceau aux extrémités de la droite analysée.

Figure 75: Agrandissement sur les premières données présentées Figure 74. En (1) on peut identifier la signature chimique de la traversée de bras de dendrites et d’espaces interdendritiques associés. L’indice majeur est l’évolution conjuguée mais antagoniste des compositions en Nb et Mo d’une part et Cr et Fe d’autre part. En (2) les pics en Nb et en Mo révèlent la présence d’un intermétallique. Enfin en (3), le pic en Ti trahit la présence d’un TiN.

L’idée est alors de retraiter ces valeurs suivant une méthode élaborée par Ganesan et al. [107]. Cette méthode de tri par rang à intervalles pondérés permet d’organiser les données mesurées d’une manière plus réaliste en procédant en trois étapes :

 La détermination du sens d’évolution du coefficient de partage pour chaque élément i (ks/l

< ou > à 1). Ces données ont été obtenues à l’aide du logiciel Thermocalc et peuvent être vérifiées facilement sur les résultats expérimentaux. Les ressources bibliographiques peuvent aussi fournir ces informations.

 Le tri des données par la méthode WIRS. Pour chaque composition mesurée d’une espèce chimique Cji (i = élément, j = point de mesure), on détermine les compositions minimum

Cmini et maximum C max

i . Chaque composition mesurée C j

i est pondérée par les compositions

minimum ou maximum de l’élément i (selon le coefficient de partage). On obtient ainsi une composition pondérée Cji vérifiant :

Ségrégation normale (k<1) : ̅ Ségrégation inverse (k>1) : ̅

 Pour chaque élément i, la composition pondérée Cji varie entre 0 et C max i – C

min

i . Pour chaque

point de mesure j, la moyenne des compositions pondérées de tous les éléments est calculée. Les moyennes obtenues pour tous les points de mesure constituent un vecteur non ordonné. On affecte à chaque moyenne un rang Rj avant de trier le vecteur des moyennes par ordre

croissant.

 On trie alors le vecteur affilié à chaque élément par le rang Ri de chaque point. On obtient

ainsi pour un élément sa distribution en allant du centre des dendrites jusqu’aux espaces interdendritiques.

Cependant, l’outil EDS étant moins précis que la microsonde de Castaing et fournissant une information sur un volume non négligeable, il n’a pas été possible de déduire avec justesse la fraction de phases interdendritiques grâce aux résultats traités (objectif premier de cette méthode). Toutefois, en classant les vecteurs Cji par le rang de chaque point, on peut extraire une

courbe dont la croissance nous renseigne sur le taux de ségrégation chimique. L’opération a été effectuée avec le niobium qui est l’élément le plus fortement ségrégé.

La courbe de résultats type est présentée Figure 76. La méthode de classification permet de classer les signaux par la position du point d’analyse vis à vis des dendrites. Les premiers points sont au centre d’une dendrite. Au-delà de 2000, les points d’analyse sont sur l’extérieur des dendrites alors que les derniers points à droite sont le signal reçu d’intermétalliques présents dans les espaces interdendritiques. L’objectif étant de caractériser le niveau de ségrégation au sein de la phase Gamma, il faut pouvoir exclure les signaux reçus par l’analyse (entière ou partielle) d’intermétalliques. La stratégie a été de considérer qu’un niveau de signal est jugé appartenant à une dendrite si et seulement si il est représenté par au moins 1,5% des points d’analyses. Bien sûr ce niveau est arbitraire, mais sachant que les fractions d’intermétalliques cumulées ne dépassent pas 3%, ce critère permet une bonne délimitation de la frontière phase / intermétalliques. Il permet aussi d’exclure les points singuliers.

Après un traitement statistique des données afin de définir les niveaux de signaux venant des dendrites, l’intervalle de dénombrement est tracé en pointillés rouges. Ci-dessous, la comptabilisation minimale est de 10 coups/s et celle maximale estimée appartenant à une dendrite est de 20 coups/s. Autrement dit, pour l’échantillon extrait de la plaque de 25 mm refroidie à une vitesse de 2,6°C/s, on dénombre deux fois plus de signaux entre l’extérieur et l’intérieur des dendrites. Cette méthode a été appliquée à toutes les analyses afin de pouvoir comparer les niveaux de ségrégation. Les résultats sont présentés Tableau 10.

Les données brutes ne sont pas d’assez bonne qualité pour en extraire des résultats précis. S’il y a physiquement une évolution de la ségrégation entre les 5 premières colonnes du Tableau 10, la marge d’erreur sur le résultat ne permet pas de le mettre en valeur. Cependant, on peut conclure que le niveau de ségrégation dans la phase Gamma pour les vitesses de refroidissement les plus élevées est visiblement plus faible.

0 500 1000 1500 2000 2500 0 20 40 60 80 100 _{Point de mesure} Co up s pa r s e c o nde

Numéro du point analysé

Figure 76: évolution du signal issu du niobium pour la coulée de la plaque de 25 mm. La méthode de classification permet de classer les signaux par la position du point d’analyse vis à vis des dendrites. Les premiers points sont au centre d’une dendrite. Au-delà de 2000, les points d’analyse sont sur l’extérieur des dendrites alors que les derniers points à droite sont le signal reçu d’intermétalliques présents dans les espaces interdendritiques.

+100%

Limite entre la phase Gamma et les intermétalliques

C’est un résultat très intéressant car on pourrait rapidement conclure que la diminution des phases fragilisantes aux fortes vitesses de refroidissement est due uniquement au raffinement de la microstructure et donc la diminution des distances sur lesquels les éléments chimiques sont ségrégés. Ce qui réduit du même coup le niveau de ségrégation final. Or ici on montre clairement que pour les vitesses de refroidissement les plus élevés le niveau de ségrégation entre le cœur et l’extérieur des dendrites est plus faible. La solubilité maximale de la matrice en niobium n’ayant pas de raison d’évoluer, c’est finalement le taux minimum trouvé au cœur des dendrites qui est plus fort. C’est la marque de l’impact de la surfusion de croissance qui a limité la ségrégation du niobium pendant la solidification.

Vitesse de refroidissement de la

zone analysée [°C/s] 2,5 3 9 10,5 17 20 24

Augmentation du signal reçu entre

le centre et l’extérieur des dendrites 100% 92% 100% 110% 100% 75%* 40%

Tableau 10 : évolution des signaux reçus entre la borne inférieure et la borne supérieur défini figure 76, soit entre le centre et l’extérieur des dendrites. La mesure sur la zone dont le refroidissement est estimé à 20 °C/s est une moyenne de plusieurs analyses. Pour illustrer la nature des valeurs inscrites ici, prenons par exemple l’analyse sur une zone dont le refroidissement est estimé à 10,5 °C/s. 110% signifie qu’il y a 110% de signale reçu en plus sur la limite extérieure des dendrites qu’au centre de ces dernières.

Etude numérique

En parallèle aux coulées et observations expérimentales, des travaux de simulation numérique ont été entrepris. Ils répondent à deux objectifs : apporter des précisions sur les conditions de solidification des zones étudiées au MEB et participer à la validation de modèles de prédiction des structures cristallographiques et de ségrégations. À terme, le but de ces développements numériques est de posséder un modèle macroscopique qui puisse rendre compte aussi bien de la thermique et de la mécanique que de la structure et de la morphologie des grains ainsi que de la ségrégation intra et extra granulaire. En effet, pour atteindre des résultats quantitatifs, les observations expérimentales montrent que tous ces domaines sont liés dans la prédiction des caractéristiques finales du matériau. Par exemple, la ségrégation va avoir une influence sur la thermique par l’abaissement de la température de solidification. Les conditions thermiques globales vont avoir un impact sur la quantité et la répartition des intermétalliques qui à leur tour ont un rôle prédominant sur les propriétés mécaniques.

La première partie de ce chapitre concerne les simulations macroscopiques des coulées. Elles ont été réalisées avec le logiciel Thercast développé au CEMEF et par la société Transvalor. L’objectif est d’établir des simulations fidèles des coulées expérimentales afin d’obtenir des compléments d’information à celles des treize capteurs qui instrumentent le moule. Ces informations sont essentiellement relatives à l’histoire thermique. Les données sources sont les propriétés des matériaux et la géométrie de la coulée. Les échanges thermiques entre les pièces du moule et le métal liquide ainsi que les échanges avec l’environnement ont été déterminés à l’aide des mesures expérimentales. Ces coefficients d’échange sont les mêmes quelle que soit la coulée et sa géométrie. Les seules données d’entrée qui évoluent sont les températures initiales du métal et du moule.

La deuxième partie traite des simulations de la microségrégation. Il sera présenté d’une part les simulations suivant les hypothèses de Gulliver Scheil avec le logiciel Thermocalc et la base de données Ni20 et d’autre part les simulations réalisées avec le code Microseg. Présenté chapitre 1 partie 2.2.2, ce modèle a été stabilisé et exploité en collaboration avec Gildas Guillemot. Ces simulations se déroulent à l’échelle d’un VER et ont pour visée d’établir les fractions d’intermétalliques en fonction des conditions de solidification.

La dernière partie présente les résultats du modèle d’automate cellulaire couplé à une résolution élément fini (CAFE) développé au laboratoire en collaboration avec Tommy Carozzani [108]. Travaillant à l’échelle de plusieurs grains, ce modèle permet de simuler la germination et la croissance d’une structure solide dans le liquide. On peut ainsi prédire en fonction d’une loi de croissance, des conditions thermiques et des densités de germination, la distribution et la morphologie des grains.

I. Simulation des coulées avec le logiciel