Précipités : nature et organisation 1 Observations expérimentales

Plusieurs méthodes ont été utilisées afin de caractériser les précipités observés dans le matériau à l’état de réception. Il s’agissait notamment de mettre en évidence la présence de ferrite δ. L’analyse des diffractogrammes obtenus par DRX et par diffraction de rayonnements synchrotron n’a pas permis de valider la présence de ferrite δ, les fractions volumiques n’étant pas suffisantes pour distinguer les pics du bruit de fond. Des observations MET ont été réalisées sans que la ferrite δ ne soit observée : les lames n’en contenaient pas. Cependant, la faible zone observée sur un échantillon MET n’est pas nécessairement représentative de l’ensemble du matériau. Des analyses EBSD ont donc été réalisées sur un échantillon de P20-B.

Les données cristallographiques utilisées sont celles données précédemment (cf. chapitre 1, I.). Une cartographie EBSD, obtenue sur un échantillon de P20-B est présentée en Figure III-4-A. L’image en contraste de bandes illustre de nouveau la structure en bandes, espacées de 110 µm, observée précédemment en Figure III-2. L’identification des phases observées est illustrée en Figure III-4-B : les rubans de précipités verticaux sont composés de phase σ et de ferrite δ haute température. Certains carbures M23C6 sont également observés au sein de ces bandes.

Figure III-4 : [A] Observation EBSD d’un échantillon de P20-B en contraste

de bande et [B] identification cristallographique des phases en présence

La présence de ces deux phases associées laisse supposer que la ferrite δ s’est formée au cours de la solidification de l’alliage et n’a pas été dissoute par le traitement d’hypertrempe réalisé. Les domaines d’équilibre de ces deux phases étant nettement distincts, il semble qu’une partie de cette ferrite δ est transformée en phase σ au cours du laminage à chaud, laissant apparaître à certains endroits la trace d’anciens joints de grains δ/γ. La transformation de la ferrite donnant la phase σ et de l’austénite résiduelle [3, 4], les rubans de phase σ apparaissent plus fins que ceux constitués de ferrite δ.

Il est également intéressant de remarquer la forte hétérogénéité de l’organisation de ces deux phases. Si la ferrite δ et la phase σ sont mises en évidence à cœur, elles ne sont pas observées en peau sur une épaisseur variant, selon les échantillons, de 1,5 mm à 2 mm (Figure III-5-A). En étudiant le matériau de la surface vers le cœur, une zone libre de précipités est donc observée. L’apparition de ces deux phases est associée à la présence de bandes fines, dont les longueurs et épaisseurs augmentent en se rapprochant du plan médian des tôles (Figure III-5-B).

Figure III-5 : Observation MO d’un échantillon P20-B (L,tc) après attaque

Kalling : hétérogénéité de la précipitation sur matériau [A] en surface, et [B]à cœur

A

B

B

A

I.1.2.2. Calculs thermodynamiques

La présence de ferrite δ dans le matériau à l’état de réception peut être observée dans l’acier inoxydable 310 d’après la littérature [5, 6]. Celle-ci a été validée dans l’acier 310S étudié par les observations expérimentales précédentes. Des calculs thermodynamiques ont donc été menés avec ThermoCalc afin d’étudier cette précipitation lors de la solidification.

Un calcul de solidification à l’équilibre prédit la formation de 2% en masse de ferrite, entre 1400 et 1350°C, associée à la solidification de l’austénite. En prolongeant ce calcul vers des températures plus basses, une disparition rapide de la ferrite est prédite.

Un calcul de solidification par le modèle de Scheil, négligeant la diffusion à l’état solide, et considérant les vitesses de diffusion infinies à l’état liquide pour toutes les températures, a donc été réalisé. Le domaine de température à laquelle se forme la ferrite δ est illustré en Figure III-6 où le chemin de solidification est représenté en fonction du temps. Ce modèle mène à une fraction de ferrite δ formée de 50%, donc bien plus élevée que le calcul de solidification précédent.

Figure III-6 : Chemin de solidification, calcul de Scheil utilisant la base ThermoCalc TCFE7

La prise en compte ou non de la diffusion influence donc fortement les calculs thermodynamiques. Dans les deux cas de figure, la solidification est achevée par la formation de carbures M23C6.

I.1.3. Carbures

De nombreux carbures sont observés dans la matière à l’état de réception. Ces carbures sont principalement localisés au niveau des joints de grains comme illustré par la micrographie en Figure III-7-A. L’importante quantité de carbures visibles dessine nettement les joints de grains. Une imagerie par microscopie électronique à balayage permet d’observer à une échelle plus fine leur morphologie et leur localisation (Figure III-7-B). Ces carbures sont également mis en évidence au niveau des joints de macles en quantité minoritaire.

Figure III-7 : Observation des carbures sur un échantillon de P20-B, [A] par

MO après attaque Murakami et [B] en MEB-FEG

Cependant ces carbures sont trop fins et en quantité trop faible pour que leur cristallographie soit identifiée par DRX classique ou par rayonnement synchrotron. Des observations par microscopie en transmission sont donc réalisées. L’analyse locale, par des clichés de diffraction sur des lames MET, permet de confirmer leur nature : il s’agit des carbures de chrome M23C6

(Figure III-8).

Figure III-8 : [A, B] Observation MET de carbures M23C6 identifiés par des

clichés de diffraction (respectivement [C, D]) dans un échantillon de P20-B

Leur composition en éléments métalliques est déterminée par EDX sur la lame MET : 20,3 at%C – 63,1 at%Cr – 14,2 at%Fe – 1,6 at%Ni – 0,6 at%Mn – 0,2 at%Si. Ils sont donc fortement enrichis en chrome et en carbone.

Des calculs thermodynamiques réalisés à l’aide de Thermocalc donnent une température de solvus de ces carbures de 1020°C pour cette composition d’alliage. Le traitement d’hypertrempe annoncé aurait donc dû participer activement à leur dissolution. Les taux de fer et de nickel mesurés expérimentalement sont très faibles en comparaison à la composition de la matrice, ce qui est en accord avec les données thermodynamique qui prévoient une teneur en chrome et en fer respectivement de 69 at% et 9 at%.