Comportement de la recristallisation statique de l’acier inoxydable ferritique type 430

Comportement de la recristallisation statique de l’acier inoxydable ferritique type 430

R. Benchouieb URASM-CSC/ANNABA

ANNABA, ALGERIE benchouieb.rachid@yahoo.fr

C. M. Sellars

Department of Engineering Materials, University of Sheffield Sheffield, England

G. J. Richardson

Department of Engineering Materials, University of Sheffield Sheffield, England

Résumé— Le comportement de la recristallisation statique d’un acier inoxydable type 430 a été examiné en utilisant des essais de laminage à chaud à une seule passe. Les essais de laminage à chaud étaient réalisés à des températures de

870

⁰

C

,

950

⁰

C

et

1000

⁰

C

avec des réductions de 25 à 50% à une vitesse de déformation de

3 , 3 S

^1. Le volume recristallisé augmente avec l’augmentation de la réduction par laminage à chaud et le temps de maintien après laminage.

Le processus de la restauration dynamique qui opère pendant le travail à chaud à une vitesse de déformation constante égale à

3

1

,

3 S

^ et à des températures égales à

870

⁰

C

et

0

C

1000

est la restauration dynamique. Le microscope électronique à transmission montre que les basses températures de déformation (

870

⁰

C

) produisent des sous-joints irréguliers avec un intérieur de sous-grain très dense par les dislocations. La nucléation des nouveaux grains semble être associée avec les joints de grain initial principalement les bords de grain.

Les equations empirique précises liant les variables de déformation et la taille de grain initial aux temps de recristallisation et la taille de grain recristallisé ont été développées avec succès et peuvent être utilisé pour la simulation de laminage à chaud.

Mots clés: Acier inoxydable type 430, laminage à chaud, restauration dynamique, restauration statique, recristallisation statique.

1.INTRODUCTION

Les études sur la recristallisation ont montrées que les aciers inoxydables ferritique ont une recristallisation cinétique lente [1,2] et par conséquent ils sont un bon choix pour effectuer des expériences sans l’intervention de la recristallisation. La recherche a été effectuée sur un matériau de l’acier inoxydable ferritique type 430, utilisant le laminage expérimental des échantillons et les techniques de la

métallographie optique quantitative avec seulement une passe de déformation. L’effet des variables telles que la déformation, vitesse de déformation, température et la taille de grain initial étaient quantifiées pour étudier l’évolution microstructurale pendant les opérations de laminage à chaud.

Il a été trouvé que la cinétique de la recristallisation statique est accélérée avec l’augmentation de la déformation [3,4] à une vitesse de déformation constante. Une augmentation dans la taille de grain initial diminue significativement la vitesse de la recristallisation et augmente la taille de grain recristallisé final et cela à des déformations faibles [5].

2. MATERIAUX ET METHODES

L’acier inoxydable type 430 était préparé dans le département d’ingénierie des matériaux (Department of Engineering Materials) à Sheffield (Angleterre). Après fusion à l’air, il était moulé en deux lingots avec un diamètre de 76mm. La composition chimique du lingot obtenu est montrée dans le tableau (1).

Poids(%) Poids(%) Précision(%) Précision(%)

Elément Bar N°1 Bar N°2 Bar N°1 Bar N°2 Méthode

C 0,001 0,001



^0,001



^{0,001 Leco}

S 0,008 0,008



^0,001



^{0,001 Leco}

P <0,01 <0,01 Quantometer

Mo <0,02 <0,02 Quantometer

Ni <0,02 <0,02 Quantometer

Si 0,09 0,21



^0,02



^0,02 Quantometer

V <0,02 <0,02 Quantometer

Cr 16,7 16,8



^0,02



^0,02 Quantometer

Mn 0,18 0,18



^0,02



^0,02 Quantometer

Nb <0,02 <0,02 Quantometer

Ti <0,02 <0,02 Quantometer

Co <0,02 <0,02 Quantometer

Cu <0,02 <0,02 Quantometer

Tableau (1). Composition chimique de l’acier inoxydable ferritique type 430 employé.

Les lingots étaient usinés dans des billettes rondes de 72mm de diamètre, réchauffés à une température de

950

⁰

C

, et extrudés en barres rectangulaires avec une section transversale de 30mm de largeur et 15mm d’épaisseur. Après extrusion à

0

C

950

le matériau était réchauffé à différentes températures pour plusieurs différents temps de maintien pour produire différents grains de départ (Tableau (2)).

N°

Température de chauffage (°C)

Temps de chauffage (S)

)

0

( m d 

1 900 900 56

2 900 1200 63,5

3 900 1800 80,5

1 1000 900 100

2 1000 1200 120

3 1000 1800 233,5

1 1100 900 572

2 1100 1200 790

3 1100 1800 821

Tableau (2). Effets de la température et temps de chauffage sur la taille initiale de grain de l’acier inoxydable ferritique type 430.

Les expériences de laminage à chaud étaient exécutées dans un laboratoire avec un laminoir de 50 tonnes, mesurant la température au centre de chaque échantillon à l’aide d’un thermocouple (Pyrotenax chromel-Alumel). La taille de l’échantillon était habituellement 120x30x15mm. Les tailles de grain avant laminage étaient examinées dans des échantillons trempés après homogénéisation à

1100

⁰

C

pour 20 minutes et

1000

⁰

C

pour 21 minutes et trouvées d’être 790μm et 150μm respectivement. Le laminage à chaud était effectué à une température entre

1000

⁰

C

et

870

⁰

C

avec une réduction de 25 à 50% à une vitesse de déformation de

3

1

, 3 S

^ .

Avec la vitesse de l’échantillon dans l’écartement des cylindres connue à l’aide des enregistrements, le temps à partir de la fin de déformation jusqu'à le refroidissement par l’eau était calculé à partir de la distance couverte, et était de 4 secondes. Le temps pour lequel les échantillons restaient dans le four d’égalisation était enregistré par un chronomètre.

Le laminage à chaud était réalisé à une seule passe de déformation et ensuite les échantillons étaient immédiatement trempés à l’eau pour garder la structure déformée. Après trempe les échantillons étaient coupés et sélectionnés (Figure (1)), et cela pour déterminer une courbe complète de recristallisation à partir d’un seul échantillon déformé.

Figure (1). Diagramme Schématique des échantillons pris pour le recuit. Les faces marquées X étaient les plans choisis pour l’observation métallographique.

Un temps équivalent total pour la recristallisation était calculé à partir de l’équation (1).

 

 Q RT  dt  Q RT 

t

_eq

  ^exp 

_{rex i}

^{/ exp} 

_rex (1) Où,

t

eq est le temps équivalent de recuit.

T

i est la température à un intervalle de temps particulier dt.

T

est la température de recuit.

R

est la constante universelle des gaz (

R  8 , 314 Jmol

^1

K

^1 ).

Q

rex est l’énergie d’activation pour la recristallisation statique, pour l’acier inoxydable type 430 égale à

.

1

234 KJ mol

^ [6].

La métallographie pour l’acier inoxydable type 430 était effectuée à la position

0 , 21 W

_C distance depuis le coté de la surface (face X dans la figure (1)), puisque l’historique de la température à ce point a été trouvée d’être proche de la moyenne de la section transversale [7]. Après sectionnement, les échantillons ont subi un polissage. L’attaque chimique a été réalisée en utilisant le réactif de Kalling qui contient 20ml HCl, 15ml

H

₂

O

, 65ml

CH

₃

OH

et 1g

CuCl

₂.

Après avoir pris les échantillons hors de la solution, ils étaient rincés avec de l’eau suivie de l’alcool méthylique, et séchés à l’air chaud.

3. RESULTATS

3.1. Effets des Variables de Déformation et la Taille Initiale de Grain sur la Recristallisation Cinétique

3.1.1. Introduction

Les observations sur la recristallisation statique après la déformation à chaud ont suggérées que le temps exigé pour développer une fraction recristallisée fixe pendant le recuit après déformation, soit sous les conditions isotherme où bien non isotherme, et la taille de grain atteinte une fois la recristallisation a été complétée, sont dépendant des caractéristiques microstructurales, soit la taille de grain initial (

d

₀) où bien la surface de grain par volume (

S

_V ), la déformation (



), la vitesse de déformation (

 ^

) où bien compensée par la température (Z), la température (T) et une énergie d’activation pour le processus (

Q

_rex). Afin de compléter l’actuel travail il était nécessaire de déterminer telles relations.

Un nombre de tests isotherme était effectué sur des échantillons à taille de grain grosse et fine, dans lequel la recristallisation cinétique était suivie par l’utilisation de la métallographie optique quantitative. Les mesures de

X

_V et

d

rex correspondent à une valeur moyenne obtenue à travers la section entière des échantillons. Ainsi l’effet des variables telles que la déformation, vitesse de déformation, température et la taille de grain initiale étaient quantifiées. Les équations pour prédire le temps pour obtenir un volume de fraction recristallisé fixe et la taille de grain recristallisée peuvent être développés pour utilisation dans des modèles convenable pour étudier l’évolution microstructurale pendant les opérations de laminage à chaud dans un laboratoire et dans une échelle industrielle.

3.1.2. Effets de la Déformation et de la Température Pour déterminer la cinétique de la recristallisation isotherme à des déformations effectives différentes et à une vitesse de déformation égale à

3 , 3 S

^1où la restauration dynamique est le seul processus de restauration pendant la déformation, les échantillons de ce matériau étaient déformés à des températures différentes. Les résultats expérimentaux sont montrés comme le volume de la fraction recristallisée,

X

V contre Log t présentés dans les figures (2) et (3). Les courbes de la recristallisation pour la taille de grain initiale grosse et fine montrent la forme sigmoïde. Les déformations effectives dans la gamme (0,29-0,73) étaient choisies d’être dans la région de durcissement au travail.

V(%)

X

0 10 20 30 40 50 60 70 80 90 100

1 10 100 1000 10000 100000

0,73 870 0,58 870 0,29 870 0,73 1000 0,58 1000 0,29 1000

Temps effectif (S)

Figure (2). Effet de la déformation effective et de la température sur la cinétique de la recristallisation isotherme de l’acier inoxydable ferritique type 430, déformé à la température de 870⁰

C

et 1000⁰

C

,

d

₀

 790  m

.

V(%) X

0 10 20 30 40 50 60 70 80 90 100

0,01 0,1 1 10 100

0,73 950 0,58 950 0,29 950 0,73 870 0,58 870 0,29 870

Temps effectif (S)

Figure (3). Effet de la déformation effective et de la température sur la cinétique de la recristallisation isotherme de l’acier inoxydable ferritique type 430, déformé à la température de 870⁰

C

et 950⁰

C

,

d

₀

 150  m

.

Dans tous les cas, la vitesse de la recristallisation est caractérisée par le temps requis pour atteindre cinquante pour cent de transformation

t

_0,5, et pour déterminer la relation entre ce temps

t

_0,5, et la déformation effective appliquée, des valeurs de

t

_0,5 étaient prises de la figure (2) et de la figure (3) et tracées sur une échelle logarithmique comme une fonction de la déformation effective pour toutes les conditions de déformation (Figure (4)).



^T(°C)



^T(°C)

)

%(

50 S t

1 10 100 1000 10000 100000

0,01 0,1 1 10

870 790 1000 790 950 150 870 150

Déformation effective

Figure (4). Effet de la déformation effective sur le temps pour 50% de la recristallisation statique dans l’acier inoxydable ferritique type 430.

Notez que les cinétiques de la recristallisation sont au-dessus d’un ordre de grandeur plus rapide dans le matériau à grain fin que celui à gros grain, et comme la figure (3) montre elle commence en moins de 10 secondes. A des déformations inférieures à celles nécessaire pour la déformation à l’état stable, le temps pour 50% de recristallisation est bien décrit par la relation;

t

₅₀

 

^1,7 (2)

Figures (5) et (6) montrent les courbes d’Avrami pour le matériau avec une taille de grain initiale de 790µm, laminé à des températures de 870 et

1000

⁰

C

, et matériau avec une taille de grain initiale de 150µm, laminé à des températures de 870 et

950

⁰

C

respectivement.

Log[ln(1/(1-X))]

-4 -3 -2 -1 0 1 2

1 10 100 1000 10000 100000

0,73 870 1,9 0,58 870 1,9 0,29 870 1,9 0,73 1000 1,9 0,58 1000 1,9 0,29 1000 1,9

Temps effectif (S)

Figure (5). Courbes d’Avrami de données de la recristallisation d’un acier inoxydable ferritique type 430, déformé à la température de

870

⁰

C

et

1000

⁰

C

,

m d

₀

 790 

.

Log [ln(1/(1-X))]

-3 -2 -1 0 1 2

1 10 100 1000

0,73 950 0,9 0,58 950 0,9 0,29 950 0,9 0,73 870 1,4 0,58 870 1,4 0,29 870 1,4

Temps effectif (S)

Figure (6). Courbes d’Avrami de données de la recristallisation d’un acier inoxydable ferritique type 430, déformé à la température de

950

⁰

C

et

870

⁰

C

,

m d

₀

 150 

.

L’exposant du temps K dans l’équation d’Avrami qui gouverne la cinétique était trouvé approximativement 1,9 dans le matériau avec une taille de grain initiale de 790µm, 0,9 et 1,4 dans le matériau avec une taille de grain initiale de 150µm dépendant de la température.

Figure (7) explique la dépendance entre la taille moyenne de grain envoi de recristallisation,

d

_rxz et la fraction recristallisée à des températures de laminage différentes pour une taille de grain grosse. La figure (8) explique aussi la dépendance pour la taille de grain fine.

 m

d_rxz 

0 100 200 300 400 500 600

0 10 20 30 40 50 60 70 80 90 100

0,73 870 0,58 870 0,29 870 0,73 1000 0,58 1000 0,29 1000

Xv(%)

Figure (7). Taille moyenne du grain envoi de recristallisation en fonction du volume recristallisé dans l’acier inoxydable ferritique type 430, déformé à la température de

870

⁰

C

et

0

C

1000

,

d

₀

 790  m

.

 

^C

T⁰

d

₀

(  m )



T(°C) K



^{T(°C) K}

KK



T(°C)

)

 m

d_rxz 

0 20 40 60 80 100 120 140 160 180 200

0 10 20 30 40 50 60 70 80 90 100

0,73 950 0,58 950 0,29 950 0,73 870 0,58 870 0,29 870

Xv(%)

Figure (8). Taille moyenne du grain envoi de recristallisation en fonction du volume recristallisé dans l’acier inoxydable ferritique type 430, déformé à la température de

950

⁰

C

et

0

C

870

,

d

₀

 150  m

.

Dans l’ordre de déterminer la relation entre la taille de grain recristallisée et la déformation appliquée, des valeurs extrapolées à 100% de recristallisation,

d

_rex étaient prises des figures (7) et (8) pour la taille de grain grosse et fine respectivement, et tracées sur une échelle logarithmique comme une fonction de la déformation effective (Figure 9).

 m d_rex 

10 100 1000 10000

0,1 1

790 870 790 1000 150 950 150 870

Déformation effective

Figure (9). Effet de la déformation sur la taille de grain recristallisée dans l’acier inoxydable ferritique type 430.

Ainsi pour des tests isothermes avant que l’état stable est atteinte, il a été trouvé que ;

d

_rex

 

^0,6 (3)

L’effet de la déformation et de la température sur la relation entre le grain envoi de recristallisation et le temps de maintien a été déterminé dans les figures (10) et (11) pour la taille de grain grosse et fine respectivement.

 m

d_rxz 

0 100 200 300 400 500 600

1 10 100 1000 10000 100000

0,73 1000 0,58 1000 0,29 1000 0,73 870 0,58 870 0,29 870

Temps effectif (S)

Figure (10). Effet de temps de recuit sur la taille moyenne du grain envoi de recristallisation dans l’acier inoxydable ferritique type 430, déformé à la température de

870

⁰

C

et

0

C

1000

,

d

₀

 790  m

.

 m d_rxz

0 20 40 60 80 100 120 140 160

1 10 100 1000 10000

0,73 950 0,58 950 0,29 950 0,73 870 0,58 870 0,29 870

Temps effectif (S)

Figure (11). Effet de temps de recuit sur la taille moyenne du grain envoi de recristallisation dans l’acier inoxydable ferritique type 430, déformé à la température de

870

⁰

C

et

0

C

950

,

d

₀

 150  m

.

Le grain envoi de recristallisation augmente avec l’augmentation de temps de maintien, l’effet de la température de laminage sur le grain envoi de recristallisation est plus considérable que la déformation pour n’importe quel temps de maintien.

3.1.3. Effet de la Taille Initiale de Grain

Les résultats sont montrés dans la figure (12) comme

X

_V

contre Logt pour une température de laminage de

870

⁰

C

.



_T(°C)

)

 ^m

d0  T(⁰C)



T(°C)

)



^T(°C)

)

Xv(%)

0 10 20 30 40 50 60 70 80 90 100

1 10 100 1000 10000 100000

0,73 790 0,58 790 0,29 790 0,73 150 0,58 150 0,29 150

Temps effectif (S)

Figure (12). Effet de la taille initiale de grain sur la cinétique de la recristallisation isotherme de l’acier inoxydable ferritique type 430, déformé à la température de 870⁰

C

. Ces graphes sont reproduits à partir des figures (2) et (3). Des valeurs de

t

₅₀ étaient prises à partir de ces courbes et tracées comme une fonction de la taille de grain initiale,

d

₀ dans une échelle logarithmique (Figure (13)).

t50% S

1 10 100 1000 10000 100000

10 100 1000 10000

0.73 0.58 0.29

d0 m

Figure (13). Effet de la taille de grain initiale sur le temps pour 50% de la recristallisation statique dans l’acier inoxydable ferritique type 430, déformé à une température de

870

⁰

C

. La dépendance entre,

t

₅₀ et la taille de grain initiale,

d

₀ dans la gamme des déformations (0,29-0,73) et à une température de

870

⁰

C

a été trouvée de la forme ;

t

₅₀

 d

₀^2,2 (4)

La taille de grain recristallisée était aussi déterminée comme une fonction de la taille de grain initiale (Figure (14)), sous les conditions de déformation mentionnées ci-dessus par la relation ;

 

m d_rex

10 100 1000

10 100 1000 10000

0,73 0,58 0,29

d0 m

Figure (14). Effet de la taille de grain initiale sur la taille de grain recristallisée dans l’acier inoxydable ferritique type 430, déformé à une température de

870

⁰

C

.

d

_rex

 d

₀^0,4 (5) 3.1.4. Effet de la vitesse de déformation

Les résultats à partir des tests isothermes à une vitesse de déformation constante et à une déformation effective de 0,58 en utilisant des échantillons à taille de grain initiale de 790µm, étaient utilisés pour déterminer la relation entre

t

_0,5 et le paramètre de Zener-Hollomon, Z. A cette intention des valeurs de

t

_0,5 étaient prises de la figure (15) et tracées comme une fonction de la vitesse de déformation compensée par la température dans une échelle logarithmique (Figure (16)), et de laquelle il a été obtenu que ;

t

₅₀

 Z

^0,21 (6) Xv(%)

0 10 20 30 40 50 60 70 80 90 100

1 10 100 1000 10000 100000

5 1 0,1

Temps effectif (S)

Figure (15). Effet de la vitesse de déformation sur la cinétique de la recristallisation isotherme dans l’acier inoxydable ferritique type 430, déformé à une déformation de 0,58 et à une température de

950

⁰

C

,

d

₀

 790  m

.



^d0(m)





) (s^1



 ^S

t_50%

100 1000 10000

1000000 10000000 10000000 1E+09 1E+10 1E+11 1E+12

^Z

 

^S1

Figure (16). Effet de la vitesse de déformation compensée par la température sur le temps pour 50% de volume recristallisé dans l’acier inoxydable ferritique type 430, déformé à une déformation de 0,58 et à une température de

950

⁰

C

,

m d

₀

 790 

.

Il est à noter que les valeurs de Z changent à travers seulement la vitesse de déformation et non pas à travers la température.

La taille de grain recristallisée était aussi déterminée comme une fonction de paramètre Zener-Hollomon, Z sous les conditions de déformation actuelles. Figure (17) montre la relation qui existe entre ces deux paramètres. Ainsi il a été trouvé que ;

d

_rex

 Z

^0,11 (7)

 ^m

d_rex 

100 1000

10000000 1E+09 1E+10 1E+11 1E+12

^Z

 

^S1

Figure (17). Effet de la vitesse de déformation compensée par la température sur la taille de grain recristallisée dans l’acier inoxydable ferritique type 430, déformé à une déformation de 0,58 et à une température de

950

⁰

C

,

d

₀

 790  m

. Les diverses relations pour les effets des variables de déformation et la taille de grain initiale peuvent être combinés pour contenir toute les descriptions de la vitesse de recristallisation et la taille de grain recristallisée en termes de ces variables, donc ;

 ^RT 

Z d A

t

₅₀



₀



^1,7 ₀^{2,2 0,21}

exp 232000

(8)

d

_rex

 B

₀



^0,6

d

₀^0,4

Z

^0,11 (9)

Pour vérifier l’exactitude des équations ci-dessus, toutes les données des tests de laminage à chaud étaient tracées selon les relations ci-dessus dans une échelle logarithmique (Figures (18) et (19)).

 S t_50%

1 10 100 1000 10000 100000

1E+11 1E+12 1E+13 1E+14 1E+15 1E+16 1E+17 1E+18

0^{2,2 0,21}

  

^{2,2 0,21}



7 ,

1 ^ exp 232000 ^

 d Z RT  S



Figure (18). Corrélation de temps de 50% de matériau à recristallisé avec les variables de déformation et la taille originale de grain de l’acier inoxydable ferritique type 430.

 ^m

d_rex 

10 100 1000 10000

0,1 1 10 100

0^{0,4 0,11}



^{0,4 0,11}



6 ,

0  

 d Z  S



Figure (19). Corrélation de la taille de grain recristallisée avec les variables de déformation et la taille initiale de grain de l’acier inoxydable ferritique type 430.

Les valeurs des constantes dans les équations ci-dessus étaient définies à partir des figures (18) et (19) et sont :

A₀ 1,27x10^13µ^2,2S^0,21 B₀ 54µ^0,4S^0,11

Il peut être noté à partir des figures (18) et (19) que les équations (8) et (9) pour le temps de 50% de recristallisation et la taille de grain recristallisée donnent une représentation

satisfaisante de l’effet des variables de déformation et la taille de grain initiale sur

t

₅₀ et la taille de grain recristallisée.

La dispersion dans les résultats peut être due à la mesure de quelque paramètre comme le volume de la fraction recristallisée. Il a été trouvé à partir des corrélations des données expérimentales que les équations (8) et (9) expriment d’une manière satisfaisante l’effet de toutes les variables sur le temps pour 50% de recristallisation et la taille de grain recristallisée,

d

_rex.

4. DISCUSSION

4.1. Recristallisation Cinétique

4.1.1. Courbes de la Recristallisation

Dans l’acier inoxydable type 430, les courbes de la recristallisation de matériau à taille de grain grosse et fine suivent l’équation d’Avrami. L’exposant du temps K était trouvé égal à 0,9 et 1,4 dans le matériau à taille de grain initiale fine et égal à 1,9 dans le matériau à taille de grain initiale grosse. Les valeurs de K dans l’acier inoxydable ferritique type 430 sont en bon accord avec d’autres valeurs rapportées pour les aciers ferritiques [8,9,10,11,12].

Barbosa et Santos [13] ont rapportés des valeurs de 0,9 et 1,1 pour l’acier inoxydable ferritique type 430 et 430M respectivement après la déformation à froid.

4.1.2. Effet de la Déformation

L’effet d’augmenter la déformation entraine une augmentation dans la migration de la zone de joint pendant la recristallisation et une finesse de la taille de grain recristallisée due à l’augmentation dans la densité des sites de nucléation et l’augmentation dans l’énergie conservée de déformation. Dans l’acier inoxydable type 430, l’exposant négatif de la déformation (



^1,7) qui décrit l’influence de la quantité de déformation antérieur sur la vitesse de la recristallisation est en bon accord avec les résultats de Barbosa et Santos [13(66)]

(n=1,7) travaillant avec l’acier inoxydable austénitique type 304 et l’acier inoxydable ferritique type 430 et 430M après la déformation à froid (430M contient Ti et Nb).

L’accélération de la recristallisation par la déformation mène à une augmentation des noyaux produits puisque les grains originaux continuent de s’allonger et les joints des grains deviennent dentelés entre les sous-grains. La taille de grain produite après la recristallisation statique dépende de la valeur de la déformation antérieure, puisque celle-ci contrôle la structure des dislocations et donc le nombre des sites de nucléation. Avec l’augmentation de la déformation antérieure, la taille de grain après la recristallisation complète diminue.

Cette dépendance suggère que la taille de grain recristallisée est proportionnelle à une déformation à la puissance de -0,6

(

d

_rex

 

^0,6). Une déformation à la puissance de -1 était rapportée par Glover et Sellars [11] pour le fer ferritique, Akta [9] pour l’acier ferritique à 3% de Silicium, par Barbosa et Sellars [14] pour l’acier inoxydable austénitique.

4.1.3. Effet de la Taille Initiale de Grain

Les tailles initiales de grain ont montrées d’affecter la vitesse de la recristallisation (Figure (13)) et la taille de grain recristallisée (Figure (14)). Figure (13) montre que les tailles de grain initiales fines accélèrent la recristallisation, cela est due à l’augmentation dans la zone de joint de grain et par conséquent plus des sites de nucléation sont disponibles.

Une caractéristique distinctive de la recristallisation des structures travaillées à chaud est l’absence de la nucléation à l’intérieur des grains. Une pure géométrique conséquence de restriction aux sites de joint est que le temps total de recristallisation varie avec, et dans la direction de la taille initiale de grain. Il ya une différence dans la vitesse de la recristallisation avec la taille initiale de grain pour les deux structures (

150  m

^et

790  m

). Il est possible que la différence dans la recristallisation observée dans la structure de la taille de grain grosse est étroitement associée avec l’inhomogénéité de la déformation due aux gros grains.

Cependant, avec la taille de grain plus petite la recristallisation eu lieu plus uniformément. Une autre conséquence de la restriction à la nucléation au site de joint est une forte dépendance de la taille finale de grain sur la structure initiale.

Avec la taille de grain grosse, il ya relativement peu de sites par unité de volume, et le petit nombre des noyaux produits mènera à un relativement large taille de grain recristallisée.

Cette situation était aussi observée par Grange [15] dans les essais de laminage sur un acier demi-doux. Puisque les grains recristallisés sont beaucoup plus petits que les grains déformés et puisque ils sont principalement nucléés le long des bords de grain pendant le début de la recristallisation, les grains recristallisés grandissent principalement dans les régions qui sont proche des joints des grains déformés. Pendant les étapes postérieures de la recristallisation, les grains recristallisés ont grandis vers le centre.

De la figure (13) une valeur positive de l’exposant de la taille initiale de grain (

t

₅₀

 d

₀^2,2) était dérivée, qui est un peu inférieure que celles rapportées précédemment pour les aciers [5,16,17]. Quant à la dépendance de la taille initiale de grain à la taille finale de grain (Figure (14)), une valeur positive de l’exposant de la taille initiale de grain (

d

_rex

 d

₀^0,4) est en accord proche avec ceux rapportées précédemment par Akta [9] et Sellars [16] pour le matériau monophasé.

A taille de grain large il n’y avait aucuns indices pour la nucléation intragranulaire et de plus les courbes de recristallisation ne manifestent aucun plateau. La nucléation était entièrement limitée aux joints de grain.

4.1.4. Effets de la Vitesse de Déformation et de la Température

L’effet de la vitesse de déformation est montré dans la figure (15) pour le matériau à gros grain déformé à une température de

950

⁰

C

. L’effet d’augmenter la vitesse de déformation est de réduire le temps disponible pour concurrencer la restauration dynamique pendant la déformation et par conséquent de produire dans le métal une densité de dislocation plus élevée (Energie emmagasinée élevée par unité de volume). L’effet des températures à une vitesse de déformation constante est montré dans les figures (2) et (3) pour le matériau à gros et fin grain respectivement. L’effet d’accélération sur la vitesse de recristallisation en augmentant la température bien que la vitesse de déformation est constante a été rapporté par de nombreux chercheurs [18] confirmant que la quantité de l’énergie emmagasinée conduisant le processus de la restauration est progressivement réduite et la mobilité de joint augmente avec l’augmentation de la température de déformation.

La taille de grain recristallisée augmente aussi avec la température de déformation confirmant l’influence puissante de la taille de sous-grain et la force motrice sur les processus de nucléation et de croissance. L’effet de la température sur le

t

50 pour le matériau à gros et fin grain est illustré dans la figure (4). Ainsi l’influence du paramètre Zener-Hollomon sur la vitesse de recristallisation (Figure (16)) et la taille de grain recristallisée (Figure (17)) est attendue puisque elle affecte la structure de dislocation et par conséquent la force motrice pour la recristallisation. Il est bien connu que lorsque Z augmente,

t

₅₀ et

d

_rex diminues. Un paramètre de Zener- Hollomon exposant de

-0,21, de la dépendance de

t

₅₀ sur Z (

t

_0,5

 Z

^0,21) est inférieur à ceux rapportés précédemment pour les aciers ferritiques [9,19,20]. La dépendance de

d

_rex sur Z (

d

_rex

 Z

^0,11) est en accord proche avec ceux de -0,13, pour l’acier faiblement allié et -0,16 pour l’acier C-Mn (acier au carbone-manganèse) rapportés par Sellars [21]. Cependant, il est inférieur que ceux de -0,54 et

-0,36 rapportés par Kato, Saito et Sakai [22,23] travaillant avec les aciers inoxydables ferritiques sous différente condition de déformation.

5. CONCLUSION

Le processus de la restauration qui opère pendant le travail à chaud a une vitesse de déformation constante de

3 , 3 S

^1 et température de

870

⁰

C

et

1000

⁰

C

dans l’acier inoxydable ferritique type 430 est la restauration dynamique.

Dans l’acier inoxydable ferritique type 430, lorsque le laminage était effectué à des températures élevées

(

 950

⁰

C

), les sous-structures étaient bien développées, mais lorsque la température diminue (<

950

⁰

C

) les sous- structures devenues mal développées.

La nucléation des grains envoi de recristallisation semble d’être associée avec les joints de grain originaux principalement aux bords de grain. La recristallisation cinétique suit le comportement d’Avrami. L’hétérogénéité de la recristallisation et de la taille de grain recristallisée dans le matériau à taille de grain grosse à travers la profondeur de l’échantillon était largement remarquée puisque la non- uniformité de la microstructure initiale était observée. Des valeurs plus élevées de déformation, vitesse de déformation et température raccourcies les temps de la recristallisation.

Cependant la diminution de la taille initiale de grain résulte à une importante augmentation dans les vitesses de recristallisation.

Les équations empiriques précises liant les variables de déformation et la taille initiale de grain au temps de recristallisation et la taille de grain recristallisée ont été développées avec succès et peuvent être utilisées pour la simulation de laminage à chaud.

6. REFERENCES BIBLIOGRAPHIQUES [1] D.Hudson, Met.Bull.Monthly, 1971, P.9.

[2] G.Lyndkovsky and P.D.Southwick, Met.Trans.Soc.AIME, 1986, Volume A17, P.1267.

[3] A.Guenssier and R.Castro, 1958. Rev.Met.55, P.1023- 1040.

[4] H.Weiss, A.Gittins, G.G.Brown and W.J.McG.Tegart, 1972. '' Recrystallisation of Steel in the Austenite Range (MRL 41/1)''. BHP Melbourne Research Lab., Australia.

[5] D.R.Barraclough, 1974, Ph.D Thesis, Univ.Sheffield.

[6] R.A.Wolfe and H.W.Paxton: Trans.AIME, 1964, 230, P.1426.

[7] R.A.Harding, 1976, Ph.D Thesis, Univ. of Sheffield.

[8] T.Sakai and M.Ohashi: Tetsu-to-

Hagane

(J.Iron Steel Inst.Japan), 1984, 70, 15, P.2160.

[9] S.Akta: Ph.D Thesis, Univ.of Sheffield, 1989.

[10] A.T.English and W.A.Backofen:

Trans.Metall.Soc.AIME, 1964, 230, P.396.

[11] G.Glover and C.M.Sellars: Metall.Trans., 1972, 3, P.2271.

[12] T.Takeshita, J.Harase, and H.Yada: Trans.ISIJ, 1987, 27, P.432.

[13] R.Barbosa, D.B.Santos: Precipitation Phenomena;

Deformation and Aging (Conf. Proc.) Chicago Illinois USA 24-30, sept 1988, P.19-24.

[14] R.A.N.M.Barbosa and C.M.Sellars: Materials Science Forum, 1993, 113-115, P.461-466.

[15] R.A.Grange: Microstructural alterations in Iron and Steel During Hot Working, paper presented to Ninth Ordnance Corps Sagamore Research Conference, Raquette Lake, N.Y., August 28-31, 1962.

[16] C.M.Sellars: Proc.7th Riso Internat.Conf.on''Annealing Processes-Recovery, Recrystallisation, and Grain Growth'', ed.N.Hansen et al., Riso National Lab., Roskilde, Denmark, 1986, P.167.

[17] D.G.Towel and T.Gladman, 1979, Met.Sci., 13, 246.

[18] C.M.Sellars and W.J.McG.Tegart, 1966b. Sci.Rev.Met 63, P.731-746.

[19] R.A.N.M.Barbosa, Ph.D Thesis, Univ. Sheffield, 1983.

[20] A.Tanaka, M.Phil Thesis, Univ. Sheffield, 1987.

[21] C.M.Sellars., in hot working and forming Processes (Proc.Conf.), ed.C.M.Sellars, D.J.Davies., The Metals Society, Lon., 1980, P.3.

[22] K.Kato, Y.Saito and T.Sakai: Trans.ISIJ, 1984, 24, P.1050.

[23] K.Kato, Y.Saito and T.Sakai: Int Conf on '' Physical Metallurgy of Thermochamical Processing of Steels and other Metals'' Thermec-88 vol 2 (Proc Conf), Tokyo, Japan 6-10 June 1988. P.660-667.