Oxydation de l’X38CrMoV5 en FT

IV.3.1.1. Mécanismes

Il est admis que l’oxyde de fer formé dans le cas des aciers à outils chauffés sous air de laboratoire dans le domaine des températures étudiées (550-650 °C) est constitué de deux couches distinctes, différentiées par leur teneur en chrome [1-7]. Cependant, l’examen métallographique et l’analyse par DRX révèlent que l’oxyde formé dans notre cas est composé de plusieurs sous-couches (cf. Figure IV.10). En se basant sur le critère de l’appauvrissement en chrome, les strates peuvent cependant se regrouper en deux parties (couche duplex). De l’acier vers la surface libre, la couche d’oxyde est composée de:

• Spinelles (Fe,Cr)3O4,

• Magnétite ou oxyde spinelle (Fe3O4), • Hématite ou sesquioxyde de fer (Fe2O3).

Selon le diagramme d’équilibre fer-oxygène, la wüstite ou protoxyde de fer (FeO) ne se forme qu’au-dessus de 570 °C. Selon Schütze, sa température de formation s’élève à environ 850 °C pour un acier à 5% de chrome [3]. D’autres auteurs annoncent par ailleurs qu’une teneur supérieure à 2% de chrome dans un alliage de fer entraîne l’inhibition de la formation de la wüstite [8, 9]. Par conséquent, dans le domaine de température étudié, seules la magnétite et l’hématite sont susceptibles de se former. Ces deux phases, constituant donc la couche duplex externe (pauvre en chrome), sont de type corindons et spinelles, dont les structures cristallines sont respectivement cubique et hexagonale. La structure hexagonale favorise en effet une croissance orientée suivant l’axe «c» [2], ce qui confère à l’hématite cette morphologie aciculaire (formes allongées) que l’on observe sur la surface libre des éprouvettes de FT(cf. Figure IV.9). En plus de cet aspect en forme d’aiguilles, l’oxyde présente une morphologie alvéolaire, notamment à 650 °C. Ces structures sont perméables et poreuses, ce qui facilite le transport des espèces à travers la couche externe. En effet, la diffusion cationique du fer et des éléments d’alliage est le processus qui contrôle la croissance de la bi-couche pauvre en chrome. De ce fait, l’évolution de cette couche se fait par le mouvement de son interface avec l’air libre alors que son interface avec de l’oxyde interne demeure inerte pendant la croissance. La couche riche en chrome se développe quant à elle par la diffusion anionique de l’oxygène (anions) dans l’acier.

Durée de vie et mécanismes d’endommagement en fatigue thermique 159

L’accroissement de cette partie de l’oxyde résulte du déplacement à cœur de l’interface oxyde/acier. En effet, comme le montre la Figure IV.33, l’interface entre la partie riche en chrome et celle qui est pauvre en chrome correspond à l’interface d’origine (partie non oxydée) de l’acier. La couche riche en chrome peut éventuellement contenir des oxydes, contenant des éléments d’addition comme le silicium, le manganèse et le vanadium. Sa compacité est cependant défavorable à la diffusion et peut ralentir la cinétique de croissance de l’oxyde global.

Figure IV.33 : Croissance cationique et anionique des couches d’oxydes (riches et pauvres en chrome)

Les sous-couches composant l’oxyde (couches interne et externe) ne se forment pas de manière simultanée, et leur croissance respective se fait à des vitesses différentes [2]. Toutefois, la croissance de l’ensemble des couches d’oxyde obéit à une loi parabolique, que ce soit en conditions statiques (vieillissement et FI) ou dynamiques (FT et FTM) [1, 2, 5, 6]. Les vitesses d’oxydation varient cependant selon les conditions de sollicitation [1, 2, 5]. Daffos montre que la vitesse d’oxydation en FI diminue par rapport à l’oxydation statique sous contraintes nulles. L’effet est inversé lorsque l’acier est nitruré (augmentation de la vitesse d’oxydation) [2]. L’oxydation est toutefois hétérogène, et le critère utilisé dans la détermination de l’épaisseur de l’oxyde (profondeur maximale) ne semble pas approprié. Pour établir la corrélation entre les données expérimentales déterminées en isotherme et en anisotherme, l’auteur introduit la notion de temps passé à chaud et de température équivalente en considérant la forme du cycle thermique. Dans la continuité de ces travaux, un modèle basé sur la loi parabolique a été proposé pour décrire la cinétique d’oxydation cyclique [1]. L’épaisseur totale de l’oxyde formé durant l’essai de fatigue se fait par l’intégration de l’épaisseur cumulée à chaque cycle sur la totalité des cycles effectués. Le temps est exprimé en fonction de la période et du nombre de cycles. L’énergie d’activation (donnée dans la constante d’oxydation selon la loi d’Arrhenius) est considérée constante, quelles que soient la température et les conditions thermomécaniques de l'essai. Or, Oudin distingue deux domaines d’oxydation, correspondant aux températures en dessous et au- dessus de 600 °C, caractérisés par différentes valeurs de l’énergie d’activation [5].

De nombreuses études menées sur d’autres matériaux montrent que le processus d’oxydation est fonction des conditions de sollicitation [8, 10-15]. Vernault rapporte que l’énergie d’activation peut être élevée dans le cas de l’oxydation sous chargement mécanique, en favorisant le transport de matière par le mouvement des défauts [8].

Tmax = 650 °C sous Argon (30 000 cycles)

Oxyde pauvre en chrome Interface d’origine d’acier

Azari et al. ont montré que l’énergie d’activation du processus régissant l'oxydation d'un acier à 2,5 % de chrome varie en conditions de chargement thermomécanique cyclique à cause de l’endommagement de la couche d’oxyde [11]. Neu et al. décrivent deux types de croissance de l’oxyde selon le mode d’endommagement de ce dernier [12, 13]. L’épaisseur de l’oxyde est élevée soit localement suite à la fissuration de l’oxyde, soit de manière plus étalée dans le cas de l’écaillage [12]. De même, Pérez montre que l’oxydation est modifiée en conditions de températures cycliques à cause de l’endommagement de l’oxyde par les contraintes d’origines thermiques [14]. D’autre part, Engler- Pinto a établi une loi (à partir de la loi parabolique décrivant la croissance de l’oxyde) reliant le facteur de vitesse à l'amplitude de la déformation mécanique pour l’alliage IN738LC sollicité en FTM [16]. Il s’agit d’une loi de puissance limitée au seuil (faibles vitesse et déformation) par une déformation critique en dessous de laquelle l’effet mécanique devient insignifiant [16]. La pré- déformation de l’acier influe également sur la cinétique bien que les effets rapportés dans la littérature soient antinomiques [8]. On peut conclure par conséquent que le processus d’oxydation est influencé par la sollicitation mécanique d’autant plus que la couche est endommagée (forte amplitude de déformation).

Dans sa forme actuelle, le modèle d’oxydation cyclique ne rend pas compte de l’effet de la contrainte et est par conséquent limité aux domaines de la fatigue à forte plasticité (HCF) et des températures inférieures à 550 °C (car on considère que l’énergie d’activation valable au-dessus de 600 °C) [1]. En revanche, le modèle est applicable au cas de la FT pour des températures maximales supérieures à 550 °C, et permet de rationaliser les épaisseurs d’oxyde déterminées expérimentalement dans le cas de ces essais (à 685 °C < Tmax < 575 °C avec différents temps de chauffages) [1].

IV.3.1.2. Oxydation sous atmosphères variées

La pression partielle d’oxygène, qui représente l’activité de l’espèce oxydante, influe également sur le mécanisme d’oxydation. Elle intervient dans les conditions de formation des oxydes, déterminées par les équilibres thermodynamiques ou la variation de l’enthalpie libre [3, 17]. La présence de vapeur d’eau peut également jouer un rôle sur les cinétiques d’oxydation. Des diagrammes ont été établis à cet effet pour déterminer les phases susceptibles de se former selon les pressions partielles d’oxygène et des gaz influençant l’oxydation [17]. Les cinétiques d’oxydation sont par conséquent sensibles à l’environnement. Dans le cas de la nuance étudiée, Bruckel a montré une accélération de l’oxydation en présence d’humidité (atmosphère enrichie en vapeur d’eau) [6]. Étudier l’effet de ces paramètres requiert ainsi un contrôle rigoureux de la pression partielle de chaque gaz dans l’enceinte. Or, dans le cadre de ce travail, nous nous sommes restreints à l’étude qualitative de l’effet de la réduction de la pression partielle d’oxygène sur la durée de vie de l’acier en FT.

Un changement de mécanisme d’oxydation est constaté lorsque la nature du gaz inerte dans l’enceinte et la pression partielle d’oxygène atmosphérique sont modifiées (cf. Annexe C2). En revanche, l’analyse par DRX révèle que les mêmes phases d’oxyde sont formées sous air ou sous atmosphère inerte.

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Le changement est d’ordrecinétique et morphologique. L’oxydation dans les conditions du vide primaire sous argon est partielle (hétérogène) et caractérisée par la formation de nodules (îlots d’oxydes) alignés sur les stries de polissage (cf. Figure IV.20.a et b).

La morphologie de l’oxyde est alors identique à celle de l’oxyde formé sous air en termes de compacité et d’adhérence au substrat. Ces composés croissent latéralement au fil des cycles, et coalescent pour recouvrir davantage de surface d’acier. L’oxydation locale de la nuance X38CrMoV5 par formation de nodules a également été observée dans le cas d’essais menés sous air atmosphérique, en condition statique (vieillissement) [6] et sous chargement thermomécanique (FI et FTM) [2, 5, 18]. Ce phénomène semble également être favorisé par l’humidité [6].

Sous azote après une purge avec un vide secondaire, l’oxydation est plus homogène, mais la couche est beaucoup plus fine par rapport aux essais sous argon. La couche d’oxyde présente un aspect très poreux et ne semble pas être bien adhérente au substrat. L’analyse en coupe confirme cet aspect fragmenté (poreux) de l’oxyde dans le cas des essais sous azote (cf. annexe C2).

L’oxydation est différée dans le cas des éprouvettes pré-aluminisées où la couche intermétallique joue le rôle de barrière chimique. L’analyse en coupe montre que l’oxyde pénétrant à travers la fissuration présente les mêmes couches que celles formées sous air (cf. annexe C2). L’analyse par DRX, effectuée en fin de cycles, révèle la présence de magnétite et d’hématite.