Précipitation de la phase σ

La présence de phase σ est mise en évidence par EBSD et MET dans la matière à l’état de réception (cf. I.1.2). Après 2 heures de maintien à 870°C, la quasi-totalité de la ferrite δ présente est transformée en phase σ comme illustré en Figure III-20. La fraction volumique de phase σ mesurée par analyse d’images atteint alors 1,1% (cf. I.3.1).

012 %*

3

5

Figure III-20 : [A] Observation EBSD d’un échantillon de P20-In_situ-1cyc en contraste de bande et [B] identification cristallographique des phases

La phase σ se forme donc dans un premier temps, et pour des temps de maintien relativement courts, depuis la ferrite δ. Pour des durées de vieillissement plus longues, la transformation de phase σ directement depuis l’austénite a également été mise en évidence. L’étude du P20-Support-257cyc met en évidence des fractions de phase σ atteignant 13%. Les fractions volumiques de phase σ sont quantifiées par analyse Rietveld de diffractogrammes dans un premier temps comme illustré en Figure III-21. Les carbures en revanche ne peuvent être quantifiés par cette méthode, car ils n’apparaissent pas sur les diffractogrammes. Les résultats d’analyses quantitatives plus complètes, ainsi que les transformations de phase associées à la phase σ, seront détaillés dans la partie I.3.

Figure III-21: Quantification des phases par la méthode Rietveld sur un diffractogramme obtenu sur un échantillon de P20-Support-257cyc

Outre la formation des carbures M23C6, la formation de phase σ est le principal indicateur du

vieillissement à haute température de cet alliage. La précipitation de cette phase fragilisante modifie la chimie de la matrice ainsi que le comportement mécanique de l’alliage, son étude fait donc l’objet d’une attention particulière qui sera également détaillée au I.3.

I.2.3. Oxydation

L’oxydation sous air du 310S à 870°C a été étudiée au laboratoire via des observations au microscope optique. Au cours de la préparation de ces échantillons, après oxydation, un dépôt électrolytique de cuivre a été réalisé afin de préserver cette couche d’oxyde lors du polissage. Ces observations ont permis d’observer l’homogénéité de cette couche d’oxyde (voir Figure III-22).

Figure III-22 : Observation MO de la couche de chromine formée après 60 jours de maintien isotherme à 870°C

L’épaisseur moyenne de la couche de chromine formée sur un échantillon P20-VI-60J est

évaluée par mesure de la prise de masse. Expérimentalement, une prise de masse de_{* *)78 9)}: est mesurée après une exposition de 60 jours à 870°C. Cette prise de masse correspond à une épaisseur moyenne de 9,7 µm d’après les dimensions de l’échantillon traité. D’après Hindam et Whittle [9] la constante parabolique d’oxydation à 870°C est de : ;< = :>*)7 8 :?8 9):@. L’utilisation de la constante d’oxydation ainsi identifiée

permet de prédire une prise de masse de _{#$*)78 9) après 60 jours à 870°C. Ainsi,} l’épaisseur de la couche de chromine attendue est de 10,8 µm. Un bon accord est donc obtenu entre la théorie exposée dans la bibliographie et les valeurs expérimentales déterminées pour un vieillissement isotherme de 60 jours.

Par ailleurs, sur les aciers de la série 300 il n’est pas rare de rencontrer des problèmes de corrosion liés à la précipitation de la phase σ. En effet, dans certains environnements agressifs, lorsque la phase σ est présente en surface, des couplages galvaniques peuvent apparaître générant cette corrosion néfaste. Dans le cas de cette étude, une attention particulière a donc été portée à ce phénomène. Des observations au microscope optique ont permis de mettre en évidence l’absence de phase σ en proche surface, comme illustré en Figure III-23.

Ce phénomène est observé pour toutes les durées de vieillissement étudiées sur une profondeur variant entre 20 et 100 µm. Dans le cas présent, l’absence de corrosion en surface peut être liée à la PFZ (Precipitate Free Zone) observée.

Figure III-23 : Observation MO de la zone en proche surface et de l’absence de phase σ en proche surface sur un échantillon de P20-VI-60J

La présence de cette PFZ pouvant être liée à un abaissement local du taux de chrome, des mesures de composition chimique ont été effectuées par EDX en surface d’un échantillon P20-Support-257cyc. Sur le cliché de microscopie présenté en Figure III-24-A, la phase σ apparaît en gris clair par rapport à la matrice et les carbures en gris plus foncé. Dans la partie supérieure de l’image, la couche d’oxyde apparaît en noir et la couche de cuivre déposée après le traitement thermique apparaît en blanc. Le profil de teneur en chrome obtenu est reporté en Figure III-24-B. Un abaissement du taux de chrome en surface est ainsi mis en évidence sur une épaisseur d’une cinquantaine de microns.

Figure III-24 : [A] Observation MEB de la zone en proche surface et [B] fraction massique de chrome mesurée par EDX dans la matrice sur une épaisseur de 70µm sur un échantillon de P20-Support-257cyc

On observe que la zone où les taux de chrome mesurés sont inférieurs à la composition moyenne ne présente pas de phase σ ni de carbures M23C6. La présence de cette PFZ est directement liée

à la consommation du chrome en surface, nécessaire à la formation de la couche de chromine, ce point est en bon accord avec la littérature [10].

16 18 20 22 24 26 0 10 20 30 40 50 60 70 F rac ti on m as s ique de c h ro m e Profondeur (µm)

3

5

5A B

B

A

Il apparaît que plus les durées de vieillissement augmentent, et plus la PFZ observée est profonde. De fait, une déstabilisation des précipités est induite par l’abaissement local du taux de chrome en solution solide dans l’austénite. Dans le cas présent, le risque de couplages galvaniques en surface est donc limité.

Conclusion

Le vieillissement de l’acier 310S a 870°C induit une forte modification de la microstructure. La taille de grain est homogénéisée dès les premiers cycles, et les contraintes résiduelles sont partiellement relaxées. De plus, la précipitation des carbures M23C6 et de la phase σ est

observée. On note également que le matériau présente la résistance à l’oxydation et à la corrosion attendue.

I.3. Etude de la transformation de la phase σ : paramètres et