La microstructure des aciers et des fontes : genèse et interprétation

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La nraicrostmcture des aciers et des fontes Genèse et interprétation

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A) Surface liquidus du diagramme Fe-Cr-C métastabk. B) Dendrite d'acier observée en microscopie à balayage dans une retassure d'un échantillon brut de solidification. C ) Martensite mixte au centre de dendrites d'une fonte blanche brute de solidification

La microstructure des aciers et des fontes Genèse et intenpr6tation

Madeleine Durand-Charre Institut National Polytechnique de Grenoble

Du même auteur

The Mirroshzictzire ofsziperaddys, Gordon & Breach, (1997) Amsterdam

@ Copyright 2003 S.I.R.P.E., 76 rue de Rivoli, 75004 Paris Tous droits de traduction, de reproduction et d'adaptation réservés pour tous pays. Toute reproduction, même partielle, de cet ouvrage est interhe sans l'autorisation expresse de l'éditeur. Toute copie ou reproduction par quelque procédé que ce soit constituerait une contrefaçon passible des peines prévues par la loi du 11 mars 1957 sur la protection des droits d'auteur

ISBN 2-906-643-27-0

Table des rnati6a.e~ Première partie

L'acier du forgeron 1 Du fer primitif à l'acier du forgeron

1-1 Une longue histoire du fer . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 1-2 Les trois sources du fer primitif . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 1-3 Les procédés par réduction . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 1-4 Propagation de la culture métallurgique . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . .

3 4 6 8

2 Les aciers damassés

2-1 L'histoire métallurgique au fil de l'épée . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 2-2 Les épées dans la tradition des forgerons celtes . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 2-3 Les épées mérovingiennes . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 2-4 Les épées de Damas forgées en wootz . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 2-5 Les épées corroyées et feuilletées . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 2-6 A la recherche d'un art perdu . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 2-7 Les épées asiatiques . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 2-8 Les microstructures damassées contemporaines . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . .

13 14 16 20 20 23 28 31

partie

Genese des microstnuctures dans les alliages de fer 3 Les phases importantes dans les aciers

3-1 Les phases du fer pur . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 37 3-2 Les solutions solides . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 39 3-3 Transformation par mise en ordre . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 40 3-4 Les phases intermédiaires. . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 42

4 Les diagrammes de phases

4-1 Equilibres entre phases condensées . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 4-2 Diagrammes résultants d'un calcul théorique . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 4-3 Les diagrammes de phases expérimentaux . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 4-4 Le système Fe-Cr-C : nappes liquidus . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 4-5 Le système Fe-Cr-C : sections isothermes. isoplètes . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 4-6 Le système Fe-Cr-C: chemins de cristallisation . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 4-7 Le système Fe-Cr-C : domaine de l'austénite . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . .

47 52 55 56 60 62 64

LA MICROSTRUCïURE

Vi

DES ACIERS ET DES FONTES

4-8 Le système Fe-Cr-Ni . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 4-9 Le système Fe.Mn.S . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 4-10 Le système Fe.Cu.Co . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 4-1 1 Le système Fe.Mo.Cr . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 4-12LesystèmeFe-C-V . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 4-13 Les carbures mixtes . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . .

67 70 73 77 83 85

5 Genèse de la microstructure de solidification 5-1 Partition du soluté lors de la transformation du liquide en solide : point de vue phénoménologique . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 89 5-2 Partition du soluté. point de vue local . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 92 5-3 L'interface en croissance . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 93 5-4 Evolution de la microstructure dendritique . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 99 5-5 Espacement des branches secondaires . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 104 5-6 La microstructure eutectique . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 106 5-7 La microstructure péritectique. . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 114

6 Transformation de la microstructure en milieu liquide/solide

6-1 Les solidifications contrôlées . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 6-2 L'analyse thermique . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 6-3 Les chemins de cristallisation . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 6-4 Les chemins de cristallisation métastables . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 6-5 La transformation péritectique . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . .

119 122 125 137 140

7 Grains. joints de grains et interfaces

7-1Généralités . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 151 7-2 Caractéristiques associées aux joints de grains . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 157

8 La diffusion

8-1 La diffusion chunique . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 8-2 Zones affectées par la diffusion. . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 8-3Lacémentation . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 8-4 Notion de couple de diffusion . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 8-5Lagalvanisation . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . .

161 163 166 170 171

9 La décomposition de I'austénite

9-1 Les classes de transformations en phase solide ............................. 9-2 Comment représenter les transformations? . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 9-3 Les mécanismes de croissance . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 9-4 Les échanges diffusifs à l'interface . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 9-5 Formation de la ferrite et de la cémentite primaires . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . .

177 178 182 185 189

10 La transformation perlitique

10-1 La transformation eutectoïde du système Fe-C . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 10-2 Cinétique de la transformation perlitique . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 10-3 Rôle des éléments d'addition . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 10-4 La redissolution de la perlite . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . .

11 La transformation martensitique

193 197 198 204

11-1 La transformation displacive . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 207 11-2 Caractéristiques de la transformation . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 209

vii

11-3 Morphologie de la martensite . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 213 11-4 Adoucissement et revenu de la martensite . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 217

12 La transformation bainitique

12-1 Les structures bainitiques . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 223 12-2 La bainite supérieure . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 225 12-3 La bainite inférieure . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 232

13 La précipitation

13-1 La précipitation continue . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 239 13-2 La précipitation discontinue . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 245 13-3 Evolution des précipités . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 247

Troisième partie Les matériaux ferreux : aciers et fontes 14 L'optimisation des nuances d'aciers

14-1 Qualités de comportement mécanique d'un matériau . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 253 14-2 Le rôle des éléments d'addition . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 260 14-3 Les éléments d'alliage . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 262

15 Macrostructures de solidification

15-1 Les produits de solidification de l'acier . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 15-2 Structure de solidification d'un acier en coulée continue . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 15-3 La structure de solidification d'un grand lingot . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 15-4 Qualité de la structure de solidification . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . .

265 266 269 272

16 Macro/microstructures frittées

16-1Lefrittage . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 16-2 Les aciers frittés en phase solide . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 16-3 Les aciers frittés avec une phase liquide transitoire . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 16-4 Les alliages frittés composites Fe-Cu-Co . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . .

277 280 282 283

17 Les aciers peu alliés

17-1 Les aciers doux pour emboutissage . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 285 17-2 Les aciers résistants. peu alliés de construction métallique . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 288 17-3 Les aciers multiphasés à effet TRIP . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 291

18 Les aciers à traitements thermiques

18-1 Les traitements classiques des aciers hypoeutectoïdes . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 293 18-2 Les traitements spécifiques des aciers hypereutectoïdes . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 296 18-3 Les aciers à ouuls et aciers rapides . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 298

19 Les aciers inoxydables

19-1 Les aciers martensitiques riches en chrome . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 19-2 Les aciers inoxydables martensitiques durcis par précipitation . . . . . . . . . . . . . . . . 19-3 Les aciers inoxydables austénitiques au nickel . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 19-4 Les aciers à l'azote . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 19-5 Les aciers austénitiques au manganèse . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 19-6 Les aciers resulfurés . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . .

301 307 309 314 316 317

LA MICROSTRUCTURE DES ACIERS ET DES FONTES

Viii

19-7 Les aciers ferritiques. . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 319 19-8 Les aciers austéno.ferritiques . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 320

20 Les aciers résistant en fluage pendant une longue durée à chaud

20-1 Les aciers ferritiques pour centrales thermiques . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 327 20-2 Les aciers austénitiques réfractaires . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 332 20-3 Les superalliages contenant du fer . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 337

21 Les fontes

21-1 Phases et constituants stmcturaux des fontes . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 21-2 Les fontes blanches . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 21-3 Les fontes grises . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 21-4 Les fontes à graphite nodulaire . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . .

343 343 345 353

22 Annexes

22-1Remarquesgénérales . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 22-2 Energie d'interface . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 22-3 Equivalents chrome et nickel . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 22-4 Quelques réactifs d'attaque classiques . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 22-5 Longueurs de diffusion . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 22-6 Détermination de la température Ms . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 22-7 Effets des éléments d'alliage dans les aciers . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 22-8Dureté . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . .

363 363 363 364 365 365 366 368

23 Références . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 369 24 Index . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 395

Combien de fois ai-je entendu la question : "Y a-t-il encore quelque chose à trouver dans les aciers ? ') S'y ajoute souvent cette remarque définitive : "Depuis le temps, o n sait tout sur les aciers !"Pourtant le développement de nouveaux aciers, de fonctionnalités élargies, d'applications nouvelles, s'accélère a u cours des dernières décennies : plus de la moitié des aciers utilisés aujourd'hui n'existaient pas il y a cinq ans. Ceci prouve, s'il en était besoin, les potentialités de ces alliages. A partir d'une base fer, nombreux sont les éléments susceptibles de modifier les structures, les propriétés mécaniques et physiques, et les caractéristiques de surface. Présentant la plupart des mécanismes métallurgiques - solidification, transformations de phases, précipitation, recristallisation.. . - les aciers offrent, après traitements thermomécaniques, une palette très large de propriétés d'emploi. Ld fiabilisation des outils de production, la suppression d'étapes de fabrication et le développement d u contrôle non destructif en ligne, permettent de mieux maîtriser les microstructures finales pour atteindre des caractéristiques toujours plus élevées. Ainsi, l'élaboration et la mise en œuvre des aciers et des fontes continuent de poser des défis à la métallurgie, restant u n moteur essentiel pour la recherche et le développement. Je ne citerai que deux exemples que l'on peut retrouver dans les pages de cet ouvrage. Le premier cas est représenté par les aciers pour emballage, particulièrement les aciers pour boîtes de boisson. L'accroissement de la résistance mécanique de ces aciers permet d'en diminuer l'épaisseur au-dessous de 150 v m . Il est donc nécessaire de pouvoir contrôler kz propreté inclusionnaire lors de la production et de limiter le nombre d'inclusions d'une taille supérieure a u micromètre à une inclusion par kilomètre de tôle. U n second exemple est lié aux transformations de phases à l'état solide. E n fonction des conditions thermomécaniques et de la composition de l'acier, les conditions d'équilibre à l'interface peuvent fortement varier entraînant ainsi des cinétiques de transformation différentes de plusieurs ordres de grandeur. D u point de vue microstructural, ceci peut conduire à des pics de concentration très localisés à l'interface ; seules des techniques expérimentales de pointe, comme la microscopie en transmission à haute résolution ou la tomographie tridimensionnelle, permettent de vérifier localement ces différentes hypothèses. Très tôt la multiplicité des structures des aciers et des fontes intrigue. L'esthétisme de certaines épées de Damas est aussi u n signe de leur qualité : les microstructures renseignent sur les bonnes propriétés d'emploi. E n redécouvrant ces objets, l'étude scientifique de ces structures, de la composition, de la nature, de la géométrie des dessins d'une lame, procure également les indices des modes de fabrication et d'élaboration suivis. Cet exemple historique introductif illustre le fil conducteur de l'ouvrage, le rôle central que jouent les microstructures dans les aciers et les fontes.

X

LA MICROSTRUCTURE DES ACIERS ET DES FONTES

Les multiples transformations structurales se produisant dans les aciers lors de leur solidification et de leur refroidissement compliquent la lecture et l'interprétation des microstructures qui ne peuvent plus se suffire à elles seules. De nombreux travaux de recherche éclairent leur analyse par la compréhension scientifique des mécanismes mis en jeu et par leur modélisation. Les structures deviennent alors des "marqueurs" très locaux de ia composition et des évolutions thermomécaniques ; elles conservent la mémoire des évolutions métallurgiques successives et permettent d'en quantifier les cinétiques. Les diagrammes d'équilibre sont une base essentielle pour l'interprétation des structures. Leur détermination expérimentale s'affine par l'analyse précise des microstructures d'équilibre. Les progrès récents en modélisation permettent de compléter et d'enrichir les diagrammes expérimentaux et de simuler les structures d'équilibre. La grande originalité de ce livre réside ainsi dans u n échange constant et enrichissant entre les aspects d'équilibre, les observations microstructurales, la modélisation des équilibres et des microstructures. Cette approche permet également d'aborder la diversité des aciers à partir d'une série d'exemples typiques illustrant les grandes classes de phénomènes métallurgiques. Cette démarche éclaire d'un jour nouveau l'interprétation de diagrammes parfois délicate pour le non spécialiste ; e n parallèle, elle interpelle le métallurgiste expérimentateur sur les limites de l'observation et de l'interprétation des micrographies, lui évitant de tomber dans le piège des artefacts ou de conclure de façon parfois trop hâtive sans une prise en compte correcte des aspects cinétiques. C e balayage très exhaustif des évolutions métallurgiques dans les aciers et les fontes permet a u lecteur d'aborder la dernière partie d u livre qui présente de façon déductive les grandes familles d'aciers. O n prend alors conscience de l'apport de la démarche scientifique dans l'élaboration de nouvelles nuances, permettant une accélération d u développement et des ruptures dans l'innovation que n'aurait pas pu apporter kz seule approche empirique. Cet ouvrage trouvera naturellement sa place dans les bureaux et près des microscopes d'un iarge public. Il alertera les spécialistes de l'expertise et d u contrôle sur la nécessité impérieuse de s'appuyer sur une compréhension scientifique rigoureuse pour l'interprétation des microstructures. Il assistera les ingénieurs de l'industrie dans leur mission de développement de nouveaux aciers répondant toujours mieux aux défis des utilisateurs. A u x enseignants, il fournira une large base d'exemples illustrant la métallurgie de façon concrète en les faisant profiter de la riche expérience capitalisée par l'auteur au travers des nombreux cas étudiés. Il ouvrira aux étudiants le monde des aciers et des fontes en leur faisant parcourir de façon pédagogique u n vaste domaine de connaissances métallurgiques. Ainsi, répondant à la curiosité et à l'envie de connaissance de ces publics variés, cet ouvrage apporte des pistes de réflexion et prouve qu'au-delà de la connaissance acquise sur les aciers et les fontes, il reste encore beaucoup à faire en poussant kz science métallurgique dans ses derniers retranchements. Jean-Hubert S C H M I ~ T Directeur d u Centre de Recherche dfIsbergues

UG~NE & A L Z - Groupe ARCELOR

Remerciements M a génération de chercheurs métallurgistes a pu mesurer les progrès accomplis en quelques décennies dans le domaine de l'observation micrographique. Grû.ce à l'immense apport technologique de la microscopie électronique, ta microstructure peut être explorée dans ses moindres détails. Mais te travail d u chercheur reste toujours d'analyser ses observations, de comprendre et reconstituer la genèse de la microstructure. L'interprétation d'une micrographie requiert une large culture métallurgique car souvent de nombreuses transformations ont laissé des traces à différentes échelles d'observation. C e livre propose une présentation des notions fondamentales nécessaires à cet effet. L'éclairage est concentré sur les caractéristiques micrographiques qui sont discutées et interprétées en détails. C e sont encore les caractéristiques micrographiques qui constituent le fil conducteur pour classer les aciers e n grandes familles afin de permettre aux débutants de se repérer dans le labyrinthe des aciers. robjectif de ce livre est de constituer un outil commode sous une présentation suffisamment compacte pour avoir sa phce à coté d u microscope. U n point important dans mon propos est le rôle des équilibres de phases. La fin d u 2oèmesiècle a v u se développer les calculs thermodynamiques qui aboutissent à la détermination des diagrammes de phases à partir des grandeurs thermodynamiques de ces p h s e s et en accord avec les déterminations expérimentales directes des limites de phases et des températures caractéristiques. Ces modélisations sont puissantes, bien représentatives et d'utilisation de plus en plus conviviale. Cependant, la banalisation excessive de tels outils, leur utilisation à la façon de boites noires peut conduire à une perte d'infirmation scientifique, u n "blanchiment des données" que le chercheur doit éviter en maîtrisant son information. C'est pourquoi je me suis attachée à promouvoir l'utilisation des diagrammes ternaires en prenant des exemples de systèmes à base fer, car je suis convaincue qu'ils constituent u n excellent guide de raisonnement. M o n projet a été admis et soutenu de multiples façons. Tout d'abord par Bernard Baroux pour le premier accueil pour la société Arcelor. Il m'a accordé un capital de confiance alors que le contour d u contenu d u livre était encore flou et s'est fait mon interprète pour défendre mon projet. Je l'en remercie très sincèrement. Je suis également reconnaissante aux membres de l'lnstitut National Polytechnique de Grenoble qui ont cru en l'aboutissement de ce travail, tout particulièrement Colette Allibert pour l'Institut National Polytechnique de Grenoble ( I N P G ) et Claude Bernard pour le Laboratoire de Tnermodynamique et Physico-Chimie Métallurgique (LTPCM).

Au point de vue scientifique, il était téméraire et u n peu inconscient de m'aventurer dans des thèmes extérieurs à mes Propres sujets de recherche. Relever ce défi a été possible grâce à la bienveillante disponibilité de scientifiques dans le milieu industriel ou universitaite et a u sein de mon laboratoire. J'ai pu, par exemple, faire une incursion dans des terrains aussi mouvants que la transformation

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bainitique grâce à des filets de sécurité constitués par mes collègues autour de Yves Bréchet. Dans le domaine des diagrammes de phases, c'est tout l'environnement d u LTPCM qui a constitué le terreau et en particulier Annie Antoni-Zdziobek qui a satisfait m a boulimie de sections de diagrammes de p h e s calculées. Mes colkgues enseignants ou chercheurs, Claude Bernard, Yves Bréchet, Catherine Colinet, Patricia Donnadieu, François Louchet, Catherine TassinArques, Muriel Véron (et Francis Durand, mon mari) ont été un club de lecture très constructif. Dans le milieu industriel, je nommerai particulièrement Laurent Antoni, Piewe Chemelle, James Davidson, André Grellier, Philippe Maugis, Daniel Nesa, André Pineau, David Quidort, Pierre-Emmanuel Richy, Sophie Roure, Zinedine Zermout dont j'ai apprécié les informations et les conseils. Je remercie l'équipe technique d u laboratoire (et surtout Alain Domeyne) qui m'a aidée à préparer les expériences constituant la source d'exemples.

Au cours des années, j'ai constitué une bibliothèque de micrographies électroniques de grande qualité grdce à l'aide et la compétence des membres d u Consortium des Moyens Technologiques Communs ( C M T C ) a u sein de l'INP. Je témoigne m a reconnaissance à Jacques Garden, b u r e n t Maniguet, René Molins, Florence Robaut et Nicole Valignat. E n outre, de nombreuses images ont été aimablement fournies par des laboratoires ou musées extérieurs. l'ai trouvé u n accueil chaleureux et une réponse positive à mes exigences sévères vis-à+is de la qualité des images. Je remercie vivement tous les correspondants cités a u fil d u texte pour cette contribution précieuse. Madeleine DURANDCHARE

Prennière partie

Ea'ader du forgeron « To those craftmen whose intuitive understanding provided the seed from which metallurgical science grew r C.S. Smith, in "A Histoy of Metallography" [Smi65].

'

«The smith created his artefacts by taming the divine element of fire; and it is significant that the only human craft which was found sufficiently worthy to be practised by one of the Olympian gods Hephaistos/lhulcan - was that of the smith.)>2,H. Nickel in "Damascus Steel" of M. Sache [Sac94]. 1. A ces artisans dont la compréhension intuitive des matériaux a été le germe à partir duquel la science métallurgique s'est développée.

2. Le forgeron a crée ses objets en domptant le divin feu; et il est significatif que le seul métier humain qui soit jugé suffisamment digne pour être pratiqué par un dieu de l'Olympe (Hephaitos/Vulcain) soit celui de forgeron.

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Du fer primitif à l'acier du forgeron « Si

tu veux savoir où tu vas, regardes d'où tu viens. Proverbe sénégaiais

))

Une longue histoire du fer L'histoire du fer est très longue : elle s'étend sur sept millénaires. La présence de fer est attestée par des fragments ou de menus objets tels que perles, lames, incrustations décoratives qui ont été trouvés dans des sites archéologiques. Les découvertes les plus anciennes remontent à l'époque dite préhistorique autour de 5000 ans av. J.-C. en Irak (Samarra), en Iran (Tépé Sialk) et en Egypte à El Gerseh. Les découvertes de la période du bronze ancien (3000-2000 ans av. J.-C.) et du bronze moyen (2000-1 600 av. J.-C.) se situent toutes sur une large bordure est et sud-est du bassin Méditerranéen en Mésopotamie, en Turquie, en Egypte et à Chypre. Les textes fournissent des témoignages comme les inscriptions murales du Livre des morts par exemple, ou des papyrus. Ce ne sont pas des repères fiables parce que la traduction des termes anciens reste ambiguë. Certaines civilisations ne semblent pas avoir reconnu le fer comme un élément distinct du cuivre et lui donnent l'appellation de cuivre noir comme le cuivre non raffiné. Les références au métal noir ou au métal venu du ciel peuvent s'appliquer au fer, mais aussi à l'hématite ou à un métal quelconque. De plus, la présence d'objets en fer n'implique pas une connaissance métallurgique de la fabrication du fer car il existe du fer naturel directement disponible sous forme métallique : le fer météorique et le fer à l'état natif dit tellurique. La métallurgie du fer est apparue dans les sociétés antiques postérieurement à celle de l'or et du cuivre. L'apparition est située en Asie Mineure, chez les Hittites, entre 1400 et 1700 av. J.-C. Cette affirmation est trop simplificatrice dans la mesure où elle sous-entend que la découverte du fer a été faite en un seul lieu à partir duquel elle s'est diffusée. L'objectif de ce premier chapitre est d'éclairer un peu l'aube de la métallurgie du fer. Le deuxième chapitre est consacré à l'essor artisanal de la manière de forger le fer à travers le monde. Les forgerons ont su empiriquement utiliser les multiples possibilités des alliages fer-carbone. Avec des moyens très rudimentaires, des connaissances sommaires, ils

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ont inventé des savoir-faire et réussi à fabriquer des objets d'une grande diversité et de qualité. C'est pourquoi l'étude de la microstructure de ces chefs-d'œuvre anciens s'inscrit tout à fait dans le thème de ce livre.

1-2 Les trois sources du fer primitif Le fer le plus ancien était dans la plupart des cas du fer météorique qui est la forme la plus primitive du fer utilisé par l'homme (voir figure 1-2-1). C'est la présence de nickel en proportion importante qui le distingue des autres catégories de fer. Or, le nickel est présent dans la plupart des objets de l'époque préhistorique et même des époques de bronze ancien et du bronze moyen. Le fer trouvé sous forme de météorites métalliques ou sidérites était travaillé comme une pierre. Au Groenland, trois météorites parmi les plus massives jamais trouvées (estimée à 36 t pour la plus grosse), ont servi à l'approvisionnement des esquimaux pendant des générations. En Amérique, les indiens aztèques, mayas et incas ont utilisé du fer météorique bien avant d'en connaître la métallurgie. Ils le considéraient comme extrêmement précieux et l'utilisaient pour faire des décors de bijoux ou d'objets religieux. En Egypte, la lame d'un magnifique poignard d'apparat trouvé à Thèbes dans la tombe du pharaon Toutankamon (1350 av. J.-C.) a été identifié comme fer météorique. Cette pièce fait partie d'un couple d'objets, l'autre est en or. Enfin, ce fer a un caractère divin, souligné par Eliade pli771 Retenons cette première valorisation religieuse des aérolithes : ils tombent sur la terre chargés de sacralité céleste, ils représentent donc le Ciel. De là, très probablement, le culte voué à tant de météorites ou même leur identification à une divinité : on voit en eux la formepremière, la manifestation immédiate de la divinité. » Le fer tellunque est trouvé à l'état natif dans des basaltes ou autres roches sous forme de petits grains ou nodules. Il contient souvent beaucoup de nickel jusqu'à 70 %. Ce fer, plus rare que le fer météorique, a quelquefois été retrouvé dans des objets précieux. Le nom d e j r terrestre est donné au métal fabriqué à partir de minerai (la magnétite Fe304 ou l'hématite Fe203); il est normalement exempt de nickel. Un tel fer a aussi été trouvé parmi les objets de la période préhistorique. Quelquefois ce sont de simples morceaux d'oxydes de fer trouvés dans plusieurs sites en Egypte, à Gizeh dans la vallée du Temple et la pyramide de Chéops (2 500 av. J.-C.), à Abydos (2200 av. J.-C.). L'authenticité de ces premiers objets est souvent contestable et contestée parce qu'il n'en reste qu'un amas de r o d e difficilement reconnaissable. Le nombre de vestiges est réduit. Le fer non météorique le plus ancien apparaît sous forme de petits objets décoratifs, d'incrustations dans des bijoux en or ou de menus objets de culte. Une explication proposée est que ce fer est un sous-produit de la fabrication de l'or. La magnétite, très présente dans les sables aurifères de Nubie, aurait été entraînée et réduite en même temps que l'or. Une couche de fer pâteux est susceptible de flotter dans le laitier au dessus de l'or

Figure 1-2-1 : Photographie d'une section de météorite. A remarquer les aiguilles imbriquées, assez grossières. Le fer météorique est un alliagefer-nickel avec environ 7,5 % de nickel (entre 5 et 26 %) et un peu de cobalt (0,3-1 %), des traces de soufre, de phosphore et de carbone. Il est relativement malléable et constitue presque exclusivement un des trois types de météorites. Il est issu de 1 'arrachement de matière depuis les couches profondes d'une planète. Les basses teneurs en nickel des zones métalliques sont constituées majoritairement de kamacite ferrite cubique centré, a), les fortes teneurs de tœnite (austénite cubique faces centrées, y). C'est pour de tels météorites que la structure aiguillée de la ferrite a été mise en évidence par Widmanstatten,structure qui porte son nom. Les aiguilles de ferrite se développent dans des directions cristallographiquesprivilégiées définissant un octaèdre. Maintenant cette appellation s'applique à une structure dans laquelle les phases croissent en phase solide avec des relations d'accolement privilégiées entre des plans à bas indices: a // < I l l >y. C'est la structure retrouvée pour des aciers de composition similaire mais beaucoup moins grossière que dans le cas de ce météorite. Une réaction eutectoïde entre la kamacite et la tœnite a été invoquée pour expliquer cette structure. En fait, les calculs thermodynamiquesmontrent qu'un telle séparation de phases est possible à partir de pressions de 100 à 150 kbar [Bér96]. L'alliage a p u effectivement être exposé à de tellespressions au cours de sa formation. Quelquefois la microstructure est tellement grossière, avec des plaquettes larges de plusieurs millimètres, qu'une formation en phase solide paraît peu probable. Dans ce cas, l'hypothèse avancée est que les grandes aiguilles se seraient formées par solidzjkation lente, dans des conditions de microgravité [Buc 751, [Bud88]. Echantillonprovenant du cratère Henbury en Australie, largeur environ 8,5 cm. Document Mineralogical Reasearch Company

fondu. Une autre possibilité est que des oxydes de fer aient été volontairement associés aux autres oxydes servant de fondants pour la fabrication des bronzes. Plusieurs archéologues ont maintenant la conviction que le mode d'obtention du fer par réduction de minerais a été découvert très tôt, antérieurement à 2000 av. J.-C., en plusieurs lieux différents. Le fer non météorique a été détecté sans être toujours accompagné de traces d'une exploitation dans les sites à proximité. En Egypte, il n'y a aucun indice d'une métallurgie du fer, ni de trace d'exploitation des gisements pourtant abondants. Cette lacune est expliquée par l'absence de forêts capables de fournir le charbon de bois nécessaire. En définitive, il y a eu une longue période de plusieurs millénaires entre les premières datations fiables du fer et l'âge du fer proprement dit. Plusieurs causes pourraient expliquer les longs balbutiements de cette métallurgie primitive. La plus évidente est la difficulté de mise en œuvre. Les procédés acquis pour le cuivre et l'or ne s'appliquent plus et surtout une température plus élevée est nécessaire. Le fer de cette période a été qualifié de fer accidentel [Bér94]. Une cause est peut être tout simplement le fait que le fer obtenu par les procédés les plus primitifs de réduction du minerai n'est pas un matériau intéressant. Il est pur, très

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malléable, donc utilisable seulement pour des ornements, mais en aucun cas pour des outils ou des armes car il est trop mou. Il est rare, donc très précieux et sa valeur a pu dépasser de plusieurs dizaines de fois celle de l'or. Enfui et surtout, lefer rouille et se transforme en oxyde de fer rouge. Cette dernière propriété est probablement la raison des multiples tabous et interdits religieux qui le font considérer comme un matériau impur, maudit pour sa dégradation. Chez les Egyptiens, le fer était haï et considéré comme un des attributs du dieu Seth au même titre qu'une chevelure rousse. Il était d'ailleurs nommé "os de Seth". Plus tard, les Israélites de l'époque du roi David manifesteront une aversion semblable, interdisant toute utilisation d'ouuls en fer pour tailler les pierres d'un autel. Les Grecs de l'époque classique créeront une prière pour prévenir la rouille. Il sera en d'autres époques déconseillé de l'uthser pour tailler les herbes, la viande. En Afrique, les outils en fer seront accusés d'éloigner la pluie des terres labourées avec. La littérature abonde en anecdotes révélatrices. Depuis la deuxième moitié du 2oèmesiècle, la découverte de nouveaux sites archéologiques, l'uulisation de techniques de caractérisation métallurgique modernes et une méthodologie devenue très rigoureuse ont fait beaucoup progresser les recherches en paléométallurgie. Les quelques références suivantes peuvent servir d'initiation à ce sujet très vaste : (For641, [Smi65]], [Ty187l, @?le88], [Moh90], [And91].

1-3 Les procédés par réduction Le minerai Le fer est, après l'aluminium, l'élément métallique le plus répandu sur la croûte terrestre. Il se trouve sous forme de minerai constitué principalement d'oxydes (magnétite, hématite et limonite) et de carbonates (sidérite : pyrite et marcassite). La préparation de lavage et de concassage du minerai est la même que celle pratiquée pour les autres minerais. Les gisements sont très nombreux dans l'est du bassin méditerranéen. Certains étaient reconnus grâce à la couleur rouge du sol due à la rouille et ils étaient exploités et utilisés comme pigments : ce sont les ocres bruns, jaunes ou rouges de l'Egypte antique. Plus à l'Est et au Nord-Est de l'Asie Mineure, les gisements sont accompagnés de traces d'exploitation comme en Syrie et en Cappadoce où ils ont été parmi les premiers à avoir été exploités à une grande échelle. Citons Germanicia au nord de la fameuse d e de Doliche, berceau de la métallurgie primitive du fer, les sites de production de Tabriz en Perse et la plaine de Persépolis où se trouvent des vestiges prouvant un travail primitif du fer. Toute cette région a une culture métallurgique très ancienne, probablement la plus ancienne, puisque les Assyriens connaissaient la réduction du minerai de fer depuis le 19 ème siècle av. J.-C. La présence de gisements riches a favorisé la lente expansion vers l'est en Europe centrale, Italie du Nord, Est de l'Espagne, France et Angleterre. Certains minerais ont été réputés sans doute à cause de la présence naturelle d'éléments d'alliage ;par exemple le manganèse (Siegerland en Allemagne), le nickel (certains minerais

grecs ou corses) ou le phosphore (minerai lorrain) qui est durcissant mais aussi fragilisant [Sal57l, PpeBl].

La préparation La forme la plus primitive du fer était préparée sous forme d'un agglomérat spongieux de fer non fondu, appelé loupe. Le minerai était chauffé en présence de charbon de bois afin de le réduire dans une installation sommaire constituée parfois d'un simple trou dans le sol. Une fois les scories les plus grossières éliminées, l'agglomérat était ensuite martelé vigoureusement à chaud pour éliminer les scories résiduelles ou battitures et donner une masse plus compacte. Une fois débarrassé des plus grosses inclusions, le fer qui reste est du fer pur et il est malléable. Il est relativement facile à travailler mais ses qualités mécaniques sont médiocres. Les premiers fours étaient disposés de façon à profiter le plus possible d'une ventilation naturelle. Il y a eu aussi probablement très tôt l'utilisation de soufflets rudimentaires en peaux d'animaux. Quelques vestiges de fonte découverts parmi les scories tendraient à prouver que la température obtenue était quelquefois assez élevée pour arriver à fusion, mais, dans ce cas, le résultat était considéré comme un déchet. Une telle fonte est dure, cassante et ne peut pas être travaillée. Les facilités d'approvisionnement en bois et en matériaux réfractaires pour construire les fours à proximité en minerai conditionneront l'acquisition de nouveaux savoir-faire. Le développement du fer a pris son essor seulement lorsque des méthodes ont été trouvées pour lui donner une meilleure tenue mécanique. Le premier moyen acquis a été l'incorporation de carbone par diffusion dans des morceaux ou des plaques minces en milieu réducteur et carboné. La carburation se fait dans une gamme de température élevée par contact du fer avec une source de carbone ou une atmosphère carburante de CO au moyen du charbon de bois. Ce traitement n'induit qu'une carburation superficielle avec une pénétration au plus de l'ordre du millimètre. De ce fait, la carburation ou cémentation ne peut être effectuée que localement pour renforcer une zone, pointe ou tranchant, ou bien sur du fer très divisé en granules ou feuilles amincies. Le fer carburé, plus dur et plus fragile, est mélangé, soudé au fer doux par martelages répétés à chaud. Si le travail du métal est intense, il se produit une homogénéisation par écrasement des grains et interdiffusion du carbone, mais l'opération comporte des risques d'oxydation et de perte de carbone. Cette méthode s'apparente au frittage moderne. Le matériau obtenu est très hétérogène comme en témoignent des objets datés des premiers siècles av. J.-C. et les propriétés mécaniques sont mauvaises. L'amélioration de la qualité du fer apparaît comme une nécessité pour obtenir une plus grande ténacité Fe-991. L'évolution naturelle est la fabrication de matériaux composites par soudage en disposant astucieusement le fer plus pur ductile et le fer carburé plus cassant. La nitruration (plus exactement une tentative de nitruration) a été pratiquée de manière totalement empirique, en mêlant des déchets organiques azotés avec le charbon. A un stade plus évolué, il y a eu l'utilisation de poteyages confectionnés selon des recettes

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traditionnelles incorporant certains ingrédients magiqzies comme la fiente, le fumier, pourvoyeurs de carbone et d'azote. Mais la contribution au durcissement est minime. La connaissance qui a été transmise relève sans doute plus de la légende que du savoir-faire.

La trempe Le refroidissement rapide par trempe d'un objet en cours de forgeage contribue dans tous les cas à durcir plus ou moins. La formation de martensite très durcissante demande un certain degré de carburation du fer, une aciération. Ce dernier traitement consistant à chauffer du fer en présence de charbon de bois avait bien été trouvé dès le 2èmemillénaire av. J-C., cependant, la présence de martensite a rarement été attestée. En fait, la martensite est difficile à reconnaître sur les objets préhistoriques à cause de l'état trop corrodé, car elle est plus sensible à l'attaque que le fer pur. Quelques rares objets témoignent de la connaissance de techniques de transformation du fer en acier et de la trempe aux 13èmeet ème siècles av. J.-C. Par exemple, un pic de mineur de cette époque a été trouvé au mont Adir en Galilée : il présente des lattes de martensite légèrement revenue. Lorsque l'acier est très carburé comme le wootz décrit plus loin, la formation de martensite est seulement partielle et elle est fraghsante. Elle est donc à proscrire. Le refroidissement modérément rapide a seulement pour but de garder une structure fine et qui peut être fort complexe (voir g 2-1). E n définitive, ilfaut se garder d'associer sjystématiqziement la trempe à laf o r d o n de martensite.

1-4 Propagation de la culture métallurgique De l'Asie Mineure à l'Europe Vers 1500 av. J.-C. la façon de préparer le fer par la méthode de réduction sans fusion est bien connue et pratiquée dans la région du Caucase vers le nord-est de la Turquie. Le savoir-faire métallurgique s'est propagé lentement vers l'ouest pendant plus d'un millénaire. Quelques périodes et lieux servent de repères : Vers 1400-1 200 av. J.-C. : les ustensiles et armes en fer apparaissent chez des Hittites au sud de la mer Noire mais restent beaucoup plus rares que les objets en bronze. Ils ne sont d'un usage courant que vers 1200 av. J.-C. On peut dire que L'âge du fer aciéré a vraiment commencé vers 1200 au. j. -C. et s'est répandu à partir des montagnes arméniennes. Vers 1100 av. J.-C., le fer est produit au proche Orient et aussi dans le sud de l'Europe, en particulier en Grèce Mycénienne et à Chypre grâce à la présence de minerai abondant où il sert à la fabrication de petits objets. La production atteint une grande expansion dans cette région vers 900 av. J.-C. Vers 900 av. J.-C., la production a atteint l'Europe Centrale2si:la civilisation de Hallstatt connaissait la technique de durcissement par carburation mais c'est surtout la civilisation celte de la Tène qui a beaucoup développé le travail du fer à la fois en qualité et en volume.

Hallstatt est le n o m d'un vilkge e n Autriche ou des fouilles ont mis à jour un riche cimetière de l'âge d u fer. Les objets sont datés entre 1200 et 500 au. J.-C. La troisième période de Hallstatt dite "Hallstatt C", soit 800-600 au. J.C., correspond a u début de l'âge d u fer.

La Tène, situé a u nord d u lac de Neufchatel en Suisse, est u n autre site archéologique très riche (500-50 av. J.-C.)qui a donné son n o m à un style. La culture de la Tène fait partie de la culture de Hallstatt mais elle plus homogène et davantage représentative de la culture celte. Les objets métalliques en or et e n bronze sont ornés de riches décors imaginatifs. Le style artistique est très homogène, à tel point que certains ont pensé qu'un seul artiste, "le maître de Waldalgesheim", e n était à l'origine. Vers 600 av. J.-C., la métallurgie du fer se répand en Italie centrale chez les Etrusques, puis au nord des Alpes. Les Etrusques et les Catalans ont développé une métallurgie évoluée de faqon apparemment indépendante des Celtes, dès le 7èmesiècle av. J.-C., probablement grâce aux nombreux échanges commerciaux à travers la Méditerranée. Entre 500 et 300 av. J.-C., la production atteint toute l'Europe, la culture celte a diffusé jusqu'en Espagne et en Irlande, dernier bastion où elle a résisté à l'invasion romaine. Le savoir faire métallurgque apparaît alors comme un trait dominant de la culture celte. A la fin de la période de la Tène (premier siècle av. J-C.) les forgerons celtes avaient inventé le procédé de corroyage de fer doux et de fer aciéré. Ils savaient souder des plaques ou des fils et les travailler par forgeage en structures feuilletées rudunentaires.

Propagation du wootz à travers le monde arabe Un acier indien a connu une renommée légendaire sous le nom de wootx dont la mention remonte vers la période 500-200 av. J.-C. @?ig91]. Il s'agit d'un acier riche en carbone dont la préparation s'effectue suivant une tradition bien établie et qui semble avoir duré pendant des siècles. Le minerai, une magnétite riche en fer, est soigneusement trié, broyé, lavé de sorte que la réduction se fait à partir d'un mélange très enrichi en fer. La charge est constituée de minerai, de charbon de bois de bambou et de feuilles de plantes spécifiques, le tout étant scellé dans de la craie brute. L'acier était fabriqué par petites charges ; chacune enfermée dans une poterie servant de creuset. Une vingtaine de charges étaient longuement chauffées jusqu'à fusion, ou au moins jusqu7àune fusion partielle. Une fois retiré du creuset, le produit obtenu est un petit lingot appelé cake pesant environ 2 kg @?ra95]. Du fait de sa haute teneur en carbone, jusqu'à 1,5 O/O,le wootz est bien différent de tous les autres fers de réduction. Des éléments à l'état de traces comme le vanadium ou le titane ont pu jouer un rôle déterminant sur les performances de cet acier ;ils étaient sans doute apportés par le charbon de bois particulier ou les plantes ajoutées. Le wootz a été largement exporté depuis l'Inde, primitivement vers l'Asie, et ensuite vers le Moyen Orient, Iran, Turquie jusqu'en Russie. Son succès a duré plus de 2000 ans et s'est étendu au monde entier.

La métallurgie en Chine Le fer de réduction semble avoir été connu en Chine mille ans av. J.-C. La coulée de la fonte a été inventée précocement vers les bème et 5ème siècles av. J.-C Il en a résulté une

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approche différente et originale de la métallurgie du fer p o h 9 0 ] , Pub951. Parmi les vestiges qui étayent cette découverte, citons des chaudrons datés de 512 av. J.-C. et des moules en fontes de la fin du premier millénaire. La présence de minerai riche en phosphore a été invoquée pour expliquer une fusion plus facile, car le phosphore abaisse la température de fusion de la fonte (voir plus loin, fig. 2-3-4). Le savoir-faire technique était aussi très en avance par rapport à d'autres régions du monde dans d'autres domaines, par exemple, pour la fabrication des poteries. Les Chinois maîtrisaient la fabrication de poteries rouges en atmosphère oxydante ou de poteries noires et coquille d'œuf en atmosphère réductrice. Ils avaient des fours évolués par leur forme et efficaces grâce à la bonne qualité de l'argile réfractaire et l'utilisation de soufflets dès le 4èmesiècle av. J.-C. Cette avance s'est maintenue par l'introduction précoce de perfectionnements comme le soufflet à piston au 2 ème siècle av. J.-C., l'usage du charbon à la place du charbon de bois au 3èmesiècle de notre ère, plus d'un millénaire avant l'Europe. Sous la dynastie Han au 2 ème siècle av. J.-C., la décarburation de la fonte pour la transformer en fonte malléable était pratiquée ainsi que la coulée à refroidissement lent pour obtenir de la fonte grise. Une technique originale de carburation par imprégnation a été mentionnée au début du 5 ème siècle, elle consiste à tremper de l'acier doux dans de la fonte liquide puis à forger l'ensemble et à homogénéiser par des successions de forgeages et pliages [pub95]. Beaucoup plus surprenante est la découverte récente de fonte avec des nodules semblables à du graphite sphéroïdal dans des objets datant de la période des dynasties Han à Wei (206 av. J.-C. à 225 de notre ère). L'analyse de ces objets ne révèle aucun des éléments nécessaires pour obtenir une fonte à graphite sphéroïdal moderne telle qu'elle est fabriquée depuis sa découverte en 1948. Les paléométallurgistes invoquent un rapport Mn/S favorable à une graphitisation en phase solide avec cette morphologie won831.

Le fer en Afrique La particularité de l'Afrique Equatoriale est qu'elle est passée directement à l'âge du fer après le néolithique, sans connaître celui du cuivre et du bronze. D'après la découverte et la datation de petits objets fabriqués, la métallurgie du fer remonterait au 3ème,et même 4èmemillénaire av. J.-C. [Gré88]. Au Gabon, des bas fourneaux creusés dans le sol ont été datés vers le 7èmesiècle av. J.-C. d'après les résidus de charbon de bois trouvés à proximité. Cependant, la datation est délicate dans la mesure où il faut coupler dans le temps l'objet et le carbone à proximité. D'autre part, il y a peu de vestiges d'objets en fer car ils ont été détruits par l'acidité du sol et l'humidité permanente du c h a t . Une autre particularité africaine est l'obtention de fonte très tôt dans les fourneaux préhistoriques. Leur technologe permettait peut être d'atteindre des températures élevées car il semble qu'ils connaissaient l'artifice qui consiste à injecter de l'air préchauffé dans le four. Mais surtout, le minerai contient beaucoup de phosphore dans la région considérée, en Tanzanie, vers le lac Victoria. De plus, les ingrédients végétaux mêlés au fer spécifiques à cette région apportent encore du phosphore.

Figure 1-4-1 : Four de réduction lors de la reconstitution, en 1988, d'une fusion au Yatenga (Burkina Faso). Ce four est parmi les plus élevés, le niveau de combustion est à la base, les scories sont évacuées par une rigole. Il est destiné à traiter une tonne de minerai qui donnera 200 à 250kg de fer. Il existait 1000 à 1500 fours similaires au début du 2oèmesiècle qui fonctionnaient deux à trois fois par saison. Deux autres fours à soufflets servaient à affiner le fer avantforgeage. De nombreuses installations subsistent dans la région qui s'étend du Niger à l'océan Atlantique. Il y a une grande variété desformes defours, hauts de 1,3 à 6m, dits à cellule, à colonne ou à chambre, qui témoignent d'un savoir-faire tribal transmis [Mar931. Document UniversitéAix-Marseille, Fr.

En Afrique, plus que n'importe où ailleurs, la métallurgie du fer est étroitement associée aux structures sociales. C'est le seul continent où l'art et la pratique du travail du fer sont restées actives jusqu'au &eu du 2oèmesiècle [Sch78]. Du fait que les métiers des ferriers et des forgerons ont encore été exercés selon la coutume ancestrale' les ethnologues ont pu recueillir des témoignages d'anciens et même opérer des reconstitutions de coulées dans tout le contexte social (fig. 1-4-1). Le forgeron est apparu comme un personnage important, à la fois dans un rôle d'artisan et de sorcier. Il veille à la préparation du four et à la coulée, il est le grand maître du cérémonial qui célèbre "les épousailles de la fournaise et du minerai" et "la fécondation par le feu" pour donner naissance au fer. Le grand jour de la coulée est précédé de rites purificateurs, d'abstinence, de sacrifices collectifs qui ont pu aller jusqu'au sacrifice d'humains ou d'embryons. La fête est accompagnée de musique et d'incantations. L'exemple africain met en lumière toute la symbolique quasiment liturgique associée à lapratiqztepm'mitiuede Iafa.rion dztfer dans le monde entier [Eli77l.

De l'acier du forgeron à l'acier moderne L'histoire de l'acier au cours du 2'me millénaire après J.-C. est liée surtout à l'amélioration siècle, ~ l'invention des procédés et à l'essor minier dans certaines régions [Ma196]. Au 1 2 ' ~ du martinet pour assister le martelage facilite le travail du forgeron. Au 1 4 ' ~siècle, ~ c'est

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le développement du four catalan équipé d'air insufflé. L'air était comprimé et accéléré par un mécanisme utilisant une chute d'eau, invention d'origine piémontaise appelée trompe dauphinoise. Au 16èmesiècle, les méthodes de cémentation pour faire de l'acier ont été pratiquées à grande échelle. Cela consistait à chauffer longtemps des barres de fer forgé avec du charbon de bois, scellées dans des jarres d'argde. Abraham Darby trouva en 1709 le moyen de remplacer le charbon de bois par du charbon traité. Le charbon ordinaire contient beaucoup de soufre et de ce fait ne peut pas être utilisé directement pour fabriquer l'acier. Le charbon était pré-brulé de façon à perdre ses éléments volatils, le résidu est connu sous le nom de coke. Enfin, au 19èmesiècle, la fabrication de l'acier entre dans l'ère industrielle. La métallurgie s'est imposée comme une science à partir du moment où les savoir-faire ont été analysés et écrits. Le premier texte important est le traité qui paraît à Bâle en 1556 sous la signature de Georgius Agricola De re metaIlica avec ses célèbres planches d'illustrations. L'encyclopédie franpise à la f i du 18 ème siècle a comporté des chapitres de métallurgie, par exemple sur la coulée des canons ou les traitements de malléabilisation de la fonte. Pour conclure dans le thème de ce livre, il faut souligner l'apport mdjeur de L'observation microscopique au fondement et développement de la connaissance métallurgique.

Les aciers damassés Le métier de forger: « I l n'y a chose aussi belle au monde que de voir travailler tous ces gens-là, si vifs, si adroits, si savants ou si soigneux, chacun dans sa partie : les uns...; les autres (les armuriers, les couteliers, les serruriers, les hommes du feu) vous tortillent une barre de métal brut et se la passent de main en main si vite et si bravement façonnée, qu'en moins de vingt minutes vous la voyez changée en un outil commode, léger, solide, reluisant et enjolivé à souhait. » George Sand "La vilk noireN3Levy, Paris, 1860

2-1

L'histoire métallurgique au fil de l'épée

Instrument mythique L'histoire de la métallurgie peut se lire à travers l'évolution d'un grand nombre d'objets trouvés dans la plupart des sites archéologiques de l'âge du fer : des haches, des socs et des clous très primitifs. Mais il faut bien reconnaître que c'est partout, et toujours, l'armement, depuis l'arme blanche jusqu'au canon, qui a suscité et bénéficié en premier lieu des progrès et des techniques les plus sophistiquées. L'arme blanche4 a été un outil de combat pendant trois millénaires. Mais elle a aussi représentée un attribut de rang social, un objet luxueux et infiniment précieux. A cause de ce rôle de symbole, des objets richement décorés ont été conservés, transmis comme un patrimoine, gardés comme objet sacrés ou enterrés avec les guerriers. Les artisans forgerons ont été considérés comme des maîtres d'œuvre et honorés dans toutes les civilisations. Les sépultures témoignent de cette considération dans les civilisations de Hallstatt et de la Tène. L'acte de forger une épée va au delà du simple travail artisanal car l'épée est un instrument mythique et sacré. Le forgeron forge des armes à l'imitation des forgerons dwhs qui ont forgé la foudre et les éclairs pour armer les Dieux. Les légendes populaires racontent l'histoire de ces épées : Durandal dans la chanson de

3. La ville en question est Thiers (France),ville réputée pour la coutellerie.

4. Par souci de simplification,elle sera souvent désignée sous le nom général d'épée dans la suite du texte, sans prendre en compte les appellations particulières.

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Roland, Excalibur dans la légende du roi Arthur et bien d'autres. La légende de Wieland, reprise par les opéras de Wagner, était connue dès le hème siècle mais la tradition remonte probablement plus haut dans le temps. L'aspect mythique s'est traduit par des inscriptions, des décors, de véritables rites entourant la fabrication. Le fantasme commun est l'idée qu'une force est transférée par le forgeron et son environnement au cours de la fabrication de l'arme. Citons u n texte commentant le travail de Zschokke [Zsc24]. (( Une de ses conclusions, indiquant que la composition chimique d u damas ne lui permet pas de recevoir une trempe très brusque qui le rendrait aigre et cassant, rappelle une curieuse tradition orientale, celle de la trempe à l'air de certaines lames de damas. Sitôt après leur achèvement et quand elles étaient rouges encore, elles étaient, dit-on, emportées dans u n galop furieux par u n cavalier monté sur u n cheval rapide. C e mode de trempe très douce par u n courant d'air, convenait probablement mieux pour ces lames très riches en carbone et en phosphore, qu'une trempe brusque dans l'eau froide. >) La trempe douce semble confirmée par 2a description d u procédé indien qui consiste à plonger l'acier a u rouge dans le tronc évidé d'un bananier [Pra95]. Dans les pays musulmans, l'aspect religieux est clairement illustré par des inscriptions d'extraits ou de versets du Coran sur les épées, et surtout par le symbolique décor en échelle, dit échelle de Mahomet ou des 40 marches, pour rappeler comment Allah accueillera le vaillant guerrier mort au combat au cours de la guerre sainte. Dans les pays catholiques, au Moyen Age, les chevaliers faisaient bénir leur épée lors de la cérémonie d'adoubement. Au Japon, l'épée du samouraï comportait des gravures d'inspiration bouddhique ou shinto, elle était le symbole de son honneur et une sorte de talisman. Il y a eu une grande diversité d7@éesen fonction des savoir-faire de chaque époque et du type de combat. La littérature sur le sujet est très abondante, mais il subsiste encore bien des points d'ombre sur les dates et les lieux de fabrication des objets les plus anciens. Les objets dont la description suit ont été choisis en fonction d'une structure métallurgique typique. Ce sont les épées celtes, les épées carolingiennes, les épées orientales en acier wootz, les épées japonaises, indonésiennes et des pièces de coutellerie contemporaines.

2-2 Les épées dans la tradition des forgerons celtes Les premières épées en fer en Europe La connaissance de la pratique métallurgique du fer a réellement connu un grand développement avec l'expansion des populations celtes dans toute l'Europe à partir du 6ème siècle avant notre ère (fig. 2-2-1). Les Celtes étaient constitués de plusieurs peuplades localisées plus particulièrement dans la région d'Europe Centrale entre Rhin et Danube. Elles étaient toujours en train de guerroyer et faisaient une grande consommation d'armes, consommation d'autant plus grande que la coutume était d'enterrer les soldats morts au combat, amis ou ennemis, avec leurs armes (fig. 2-2-2). Il est bien difficile de distinguer si l'évolution du

Figure 2-2-1 : Epée anthropomorphe (dimensions :L 37cm; 19,6cm; e 1,6cm) L'arme présentée date de lapériode de la Tène I l el!e est courte et la poignée anthropomorphe témoigne dJunecertaine habileté de forgeage. Dès les 3emeet 2èmesiècles avant notre ère, il semble que certains artisans gaulois savaient aciérer du fer et assembler imparfaitement des métaux de nuances dzflérentes [YpeSl]. Document et collection du Musée d Annecy, FK Figure 2-2-2 : Epée en fer ployée (longueur 91 cm) trouvée avec des ossements calcinés dans une nécropole gauloise datée de la Tène moyenne autour de 200 av. J. -C. De nombreuses épées ont été retrouvées complètement tordues dans les tombes des guerriers celtes, rendues intentionnellement inutilisables. Document Musée Dauphinois, Grenoble, Fr

savoir faire est le seul fait des forgerons celtes ou le résultat d'apports extérieurs liés aux guerres, aux invasions de la première moitié du millénaire ou aux échanges commerciaux. Les épées celtes de périodes plus récentes, sont constituées d'une partie centrale en fer doux pur pour l'âme et de parties soudées en fer aciéré alliant rigidité et ténacité pour le tranchant. La maîtrise du soudage a rendu possible la fabrication d'épées plus longues, fmes grâce au renforcement modeste obtenu dans les structures composites. Les microstructures observées sur les lames correspondent dans l'ensemble à des aciers hypoeutectoïdes ou quelquefois eutectoïdes avec une microdureté variant suivant les plages de 70 à 250 Hv pour la ferrite et de 150 à 250 Hv pour la perlite. Les constituants durcissants martensitiques ou bainitiques n'ont pas été observés. Par contre, les tailles de grains sont très variables [Flu83]. L'étude métallographique d'objets depuis l'époque de Hallstatt jusqu'à l'époque romaine confirme également la présence majoritairement de ferrite et de perlite avec des valeurs de dureté entre 100 et 200 Hv [Ty187]. Il en est de même pour des lames plus riches en carbone dans lesquelles la structure martensitique a rarement été détectée. La trempe a certainement été pratiquée et la formation de martensite a pu affecter seulement une zone étroite sur le tranchant parce que c'est la zone la plus carburée et aussi la plus fine donc refroidie plus rapidement. Malheureusement, c'est la partie qui a disparu en premier avec la corrosion. D'un point de vue métallurgique, il

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convient de rappeler que des aciers si peu alliés se transforment très rapidement en perlite et forment de la martensite seulement si le refroidissement est très rapide 10-3).

(s

La compétition entre l'uulisation du bronze et celle du fer pour les épées a duré plusieurs siècles. Les romains, qui avaient conquis des provinces espagnoles riches en minerai de cuivre, utilisaient des épées en bronze. Ils n'ont vu l'intérêt de changer pour des épées en fer qu'au moment des guerres puniques [peh92]. D'ailleurs, plusieurs auteurs romains de l'époque ironisaient sur l'efficacité des épées gauloises "insuffisamment martelées", que le guerrier doit redresser après le premier coup, quand son adversaire lui en laisse le temps !

2-3 Les épées mérovingiennes Description des épées mérovingiennes Le damassé de soudage apparaît comme une évolution naturelle des structures composites primitives. Des épées ont été retrouvées dans toute l'Europe, depuis la Yougoslavie jusqu'à la Scandinavie. Certaines sont retrouvées après un enfouissement pendant des siècles qui les a préservées de la corrosion. Des découvertes faites dans les tourbières au Danemark ont mis à jour des objets datant des 2èmeet 3èmesiècles de notre ère. Plus anciennes encore, certaines épées celtes auraient une structure stratifiée (500 ans av. J.-C.). C'est à la fois une technique métallurgique et un art qui se sont développés et ont culrniné du 8ème au 10 siècles. L'apogée coïncide avec la période la plus riche de l'art mérovingien, puis carolingien (la dynastie des carolingiens élunine celle des mérovingiens en s'emparant de la royauté en 751). De nombreuses épées ont été retrouvées dans les pays scandinaves, mais sans mettre à jour de véritable centre de production. Par contre, des preuves de l'existence de centres importants ont été trouvées dans le région du R h .Plusieurs indices, et notamment des textes, laissent supposer que les épées des Vikings provenaient du commerce, de la contrebande et des pillages plutôt que de leur propre fabrication. Les souverains francs, Charlemagne et son successeur Charles le Chauve, ont promulgué des édits interdisant, sous peine de mort, de céder des armes à un "Northmann", ce qui laisse supposer le trafic d'armes de l'époque. Les chroniqueurs arabes donnaient le nom de glaives de Cologne à ces armes et témoignent qu'elles étaient très appréciées en pays musulman comme butin de guerre [Sla57]. En Europe, la fabrication d'épées de type carohgien cessa vers le loème siècle, probablement parce que les forgerons apprirent à faire de meilleures épées autrement en imitant la fameuse structure en "vagues" des épées de Damas (décrite fig. 2-4-1). Les épées mérovingiennes ou vikings, datént principalement des 5èmeau loèmesiècles, entre la période des migrations et le d e u de l'âge viking, sont des épées droites à double tranchant le plus souvent. Sur certaines lames, l'alternance de couches métalliques différentes construit un dessin. Les épées trouvées dans le nord de la France et de l'Allemagne présentent une variété de dessins, classés en 17 modèles en fonction de la disposition des chevrons et des torsades. Les types de dessins correspondent probablement à des ateliers différents de maîtres forgerons et à des époques différentes car la production de ce type

Figure 2-3-1 : Epée mérovingienne d'une longueur de 92,5 cm, non datée précisément. Le dessin qui apparaît est dzflérent des deux côtés, ce qui correspond à la structure classique de deux plaques (zones hachurées)pour le corps de l'épée qui sont séparées par un cœur enfer doux. Les tranchants étaient habituellement rapportés séparément comme le montre le schéma. Les zones qui ont été choisies sont celles qui mettent le mieux en valeur le dessin, c'est-à-dire les moins corrodées, malheureusement ce ne sont pas les zones en correspondancede chaque côté. Préparation des bandes décoratives: le forgeron dispose une série de sept feuilles plates les unes en fer doux les autres en fer carburé, puis il les superpose en intercalant les plaques de fer doux et les plaques de fer carburé et soude l'ensemble; le tout, étiré, martelé à la forge donne une barrefeuilletée, à section à peu près carrée, de métaux de compositions légèrement différentes. Les barres sont ensuite travaillées à chaud, repliées en accordéon ou torsadées avec un pas de vis plus ou moins resserré et ensuite plusieurs bandes (probablement trois) sont soudées et forgées ensemble. Le jeu de répartition des dzflérentes couches métalliques laisse apparaître un dessin après attaque acide de la surface polie de la lame (ou corrosion). Collections du Musée de l'histoire du fer, Nancy-Jawille, Fr

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Figure 2-3-2 : Epée carolingienne trouvée rue de Veaux à Strasbourg en 1899. La partie supérieure, H sur la photo, correspond à un dessin en chevron sur l'âme de la lame, obtenu en soudant deux barres torsadées en sens inverse. La partie inférieure présente des filets sinusoïdauxparallèles à l'axe. La longueur est de 94,5 cm. La datation la situe entre 780 et 950 [Ehr88]. Collections du Musée Archéologique de Strasbourg, Fk

d'épées s'est prolongée pendant presque un millénaire. Les forgerons avaient atteint une grande maîtrise pour créer un dessin harmonieux en chevrons et torsades. Ils devaient ausssi faire preuve d'adresse pour forger rapidement et efficacement, car un travail à chaud prolongé aboutit à une homogénéisation des couches, donc à la disparition du dessin. Certaines épées n'avaient pas un décor dans la masse, mais seulement une couverture superficielle de structure feuilletée sur l'âme en fer doux, une marqueterie métallique en quelque sorte, différente pour chaque côté de la lame, comme l'épée mérovingienne des figures 2-3-1. Ce n'est peut être pas le cas de l'épée carolingienne de la figure 2-3-2. Au point de vue mécanique, l'alignement longitudinal de multiples joints de soudure assure un renfort, évitant ainsi une propension à la rupture transversale lors des chocs. C'étaient déjà des matériaux composites [Sal57I7[Fra52], Par581. Les diverses couches ont des compositions voisines avec très peu d'éléments (tableau 2-3-5). Il a été remarqué que les teneurs en azote étaient dans un rapport 1'5 à 2 entre le tranchant et l'âme. Il semble bien qu'il y ait là le résultat d'un traitement thermique voulu pour une des couches et obtenu lors de la carburation et nitruration du fer au contact de matières organiques riches en azote. Rappelons à ce propos la légende de Wieland : ce dernier, insatisfait d u premier forgeage de son épée M i m u n g , l'a réduite e n minces fragments qu'il a mélangé avec de la farine. Il a donné cette surprenante nourriture a des oiseaux (canards, oies). Puis regrettant son geste, il a récupéré le métal incorporé a u x excréments, parfaitement nettoyé de ses oxydes. Il a forgé

Figure 2-3-3 : Diagramme de phases Fe-Fe3C Le rectangle vers les basses teneurs en carbone correspond au domaine de composition des épées celtes et mérovingiennes avec l'intervalle de températurepossible de travail du fer. Le rectangle vers les hautes teneurs en carbone indique le domaine de composition de 1 'acier indien wootz avec un intervalle de température plus restreint à cause du risque de fusion.

Figure 2-3-4 : Isoplète du diagramme Fe-Fe3C-P pour 0,3R Le diagramme Fe-Fe3C est esquissé en traits gris. Le domaine grisé y/Fe3C/liquide situé en dessous de la température eutectique de Fe-Fe3C est le domaine dans lequel le liquide peut se former et favoriser un soudage. L 'eutectique ternaire y/Fe3P/Fe3Cest à 955 OC. L 'eutectique du système Fe-P-graphite soit y/Fe3P/Graphite se forme à 9 7 7 OC [Rag88aJ.

l'ensemble métal et fiente. En recommençant l'opération plusieurs fois il a obtenu une épée incomparable. L'expérience, renouvelée scientifiquement vers 1930, a montré que la fiente riche e n azote apportait u n très léger enrichissement en cet élément dans le fer TYpe811. La présence de phosphore joue probablement un rôle important. Pour des teneurs comprises entre 0,1% et 0,3 %, une faible quantité de liquide est produite dès 950 OC environ et qui peut favoriser le soudage (fig. 2-3-4). Malheureusement, l'état d'oxydation et la dégradation des spécimens anciens rend l'analyse métallurgique délicate. En outre, le phosphore, comme l'azote, est un très puissant durcissant de la solution solide de ferrite même à de faibles teneurs, mais l'inconvénient majeur est qu'il est fragilisant. Ce dernier effet peut être contrecarré par l'alternance de couches ductiles de fer pur. Le phosphore

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peut également inhiber la trop rapide diffusion du carbone entre les couches lors des multiples pliages. Tableau 2-3-5 :Fourchette de composition des diffentes couches dans les épées mérovingiennes. Chifies de France-Lanord Elément

C

Mn

S

P

N

Teneur (at%)

0,08-0,15

O-0,05

0,016-0,03

0,14-0,35

0,004-0,Ol

2-4

Les épées de Damas forgées en wootz

Les épées forgées à Damas Les épées forgées à Damas étaient réputées pour leur qualité exceptionnelle, avec le célèbre tranchant "capable de couper en deux un mouchoir de soie à la volée". Elles étaient à la fois légères, très résistantes et souples avec un superbe décor en volutes visible sur les lames de la fîgure 2-4-1. Les croisés ont découvert au cours des Croisades ces épées inconnues en Occident. Les épées de Damas ont acquis une réputation d'autant plus légendaire que les Occidentaux n'ont pas su les reproduire. Elles étaient fabriquées à partir du wootz indien, difficile à forger à cause de sa forte teneur en carbone autour de 1,5 % (l'aspect métallurgique est discuté plus loin). L'art de ce forgeage s'est propagé très lentement depuis l'Inde et le Moyen Orient au début de notre ère. Il a fallu plusieurs siècles pour qu'il atteigne la Chine et la Russie au Moyen Age. Il s'est surtout propagé au sud de la Méditerranée à travers le monde arabe où il a été intégré plus tard à la culture islamique

61-4). Le décor typique a été appelé pulad d'après le nom indien ou encore bulat à cause de cet aspect d'ondes à la surface de l'eau. Le dessin provient de la présence de couches comportant des carbures de cémentite grossiers habilement mis en relief dans une matrice dépourvue de tels carbures (fig. 2-4-1C). La périodicité produit un décor en vagues volontairement rythmé par d'autres dessins obtenues par des astuces du martelage à chaud. Ce sont des cercles concentriques ou dessin en rose et des barres de lignes resserrés ou échelle de Mahomet. Les lignes du dessin sont révélées seulement après un polissage soigné et une légère attaque.

2-5

Les épées corroyées et feuilletées

Art premier ou imitation Le dessin caractéristique au million de Ignes sinueuses a été considéré comme révélateur de la bonne qualité de l'acier. De ce fait, le décor a été imité avec les structures corroyées. Corroyé signifie battu en liasses ou gerbes. Dans le contexte métallurgique, il s'agit du travail à chaud, entre 1000 et 1100 OC, de plusieurs feuilles ou tiges de métal en alternant l'acier carburé et le fer doux. Le feuillard est replié sur lui-même et à nouveau soudé et le

Figure 2-4-1 : Al) Sabre iranien "shamshir " 1820-1860, longueur 98 cm, poignée en ivoire de morse. BI) Sabre indo-persan "shamshir", inscription 'bar ordre du roi Naser, 1165" (calendrier arabe, soit 1738), longueur 93 cm, largeur environ 17 cm, poignée en acier avec or et émail; A2 et B2) :zones agrandies des lames en wootz. Document de la collection Henri Moser Charlottenfels au Musée Historique de Berne, Suisse, voir [Ba1921 C) micrographie d'une épée de la collection Moser étudiée par Zschokke [Zsc24] ;détail des zones transversales où l'espacement des ondulations est resserré pour former l'échelle de Mahomet ou de Jacob (kirk nerdeven). Le réactifdattaque est de l'acide picrique bouillant qui colore en sombre les particules de cémentite et laisse les zones perlitiques claires. Document de l'Université de l'Iowa, USA voir [Ver98a]

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Figure 2-5-1 : Epée corroyée avec dessin dit en pelure d'oignon (onion rings); longueur 51 cm, Iran ou Azerbaij'an, 1820-1860.Document Musée Historique de Berne, Bernisches Historisches Museum (Suisse).

processus est répété plusieurs fois. Chaque pliage multiplie le nombre de couches par deux et divise d'autant leur épaisseur. Un martelage adroit courbe les couches de telle sorte qu'apparaisse, après polissage et attaque, une surface avec le dessin moiré, en ondes ou en vagues. Les structures feuilletées ondoyantes ont imité le dessin du wootz damas avec un tel degré de perfection qu'il est difficile même pour des experts de faire la distinction entre les structures feuilletées et les authentiques "wootz damas". D'ailleurs, de nombreux forgerons crurent et proclamèrent de bonne foi avoir retrouvé le forgeage des épées de Damas. Une curieuse particularité rend identifiables les épées authentiques en wootz forgé : elles rendent un son clair au choc, un son tout à fait cristallin comparé au son sourd obtenu avec les épées soudées. La méthode de fabrication par corroyage-soudage autorise une grande diversité de décors autres que les vagues. L'épée courte (fig. 2-5-1) avec un décor dit en onion bngs ou pelure d'oignons en est un exemple. De telles lames sont surtout des créations artistiques ; elles sont apparues tardivement, aux 1gèrneet 19èmesiècles. Des canons de fusil damassés ont été fabriqués sur le même principe avec une alternance de couches enroulées et soudées. Au point vue microstructure métallurgique, il y a une grande différence avec la structure du wootz. Le matériau corroyé est composite du fait qu'il est formé de couches aciérées alternées avec du fer doux. La teneur moyenne en carbone est plus faible que celle du wootz. Si le métal a été travaillé longtemps et beaucoup replié, il résulte un acier classique homogène dont la teneur moyenne peut atteindre 0,5 % de carbone. La structure de damassé feuilletée est associée à de bonnes propriétés mécaniques et une moins grande fraghté que les épées carolingiennes grâce à la suppression de soudure entre âme et tranchants. Le nom de Damas, devenu synonyme de qualité, est attribué inconsidérément à tous les objets présentant un décor en volutes sinueuses. En fait, jusqu7àla fm du 19èmesiècle,

la microstructure damassée était encore mal définie techniquement et encore plus mal comprise, ce qui explique la grande confüsion soulignée par plusieurs auteurs Pig911. Le langage usuel français a consacré le nom de Damas. Cependant ce nom ne semble pas approprié pour qualifier n'importe quelle structure composite dans la mesure où il évoque l'origine orientale associée à un procédé très particulier. La langue américaine a adopté le terme de "patternwe2ded" (littéralement dessin soudé) pour les structures soudées autres que le wootq Damas. Le terme n'est pas suffisant car il n'apporte aucune indication sur le travail de forgeage qui différencietoutes les structures. En outre, le terme américain ou son équivalent allemand "schweissdamast" sont intraduisibles en français de façon élégante. En conséquence, le terme Damas est utilisé dans la suite seulement pour le wootz Damas. Les autres constituants sont qualifiés de damassés: damassé soudé, damassé feuilleté, damassé corroyé, damassé laminé, damassé fritté, damassé figuré, damassé incrusté, damassé gravé. Le terme damasquiné se rapporte à des incrustations superficielles. Une telle nomenclature a l'avantage d'éclairer le public sur le travail artisanal et de protéger l'authentique création artistique.

2-6 A la recherche d'un art perdu Le secret du wootz Les forgerons européens étaient les héritiers des techniques des Celtes qui savaient CO-forgeret souder des aciers et du fer doux dès le début de l'ère chrétienne. Cependant, leurs descendants ont mis plusieurs siècles avant de pouvoir comprendre et maîtriser le travail du wootz, si différent de leurs techniques habituelles. Le wootz partait en miettes lorsqu'il était forgé trop chaud et devenait cassant lorsqu'il était forgé trop froid. Enfin il perdait ses propriétés lorsqu'il était forgé trop longtemps parce qu'il se graphitisait. Il était tout à fait décourageant pour les non initiés. La mode des structures damassées a culminé au 18èmesiècle, à l'époque où les européens ont su le forger correctement. Les dernières épées damassées ont été confectionnées au début du 19èmesiècle, en même temps que se développaient des techniques d'obtention d'aciers performants. De plus, à la fm du 19èmesiècle, l'intérêt a cessé pour les épées en tant qu'armes. L'épée n'était plus depuis longtemps qu'un simple élément décoratif, ayant même perdu l'aspect symbolique de notoriété. A cette époque, la pratique du forgeage s'est perdue et le savoir-faire a été complètement oublié. Les plus beaux spécimens sont devenus des objets de collection. Il faut rendre hommage à plusieurs collectionneurs, en particulier Moser qui a rassemblé une magnifique collection encore groupée à laquelle appartiennent les exemplaires de la figure 2-4-1 [Ba192]. L'ouvrage de Fige1 présente aussi de nombreuses photos de pièces dispersées chez des particuliers ou dans des musées pig9 11. L'étude du wootz et de la structure damassé a débuté de façon scientifique en 1795 avec Pearson (Angleterre). Michael Faraday (USA) s'y est intéressé en 1819 parce que son père était forgeron, puis s'est consacré à l'étude de l'électricité. Jean Robert Bréant (France)

24

LA MICROSTRUCTURE DES ACIERS ET DES FONTES

publia en 1823-24 les premiers éléments de description de la microstructure de l'acier damassé et confirma que sa caractéristique essentielle est une haute teneur en carbone. En Russie, Pave1 Anossoff consacra sa vie à essayer d'en retrouver les secrets. Il chercha à déterminer les meilleures argdes et graphites pour fabriquer l'acier et, comme Bréant quelques années auparavant, il essaya toutes sortes d'additions au fer (y compris le diamant !). Tableau 2-6-1 :Fourchette de composition du wootz établie d'après les analyses d'objets, d'après [Er961

Au début du 2oèmesiècle, l'observation microscopique a montré que la microstructure du wootz Damas provient de l'alignement des carbures en rangées périodiques [Zsc24], [SmibO] (fig. 2-4-1). L'art de forger cet acier de façon à obtenir le riche dessin en vagues a été retrouvé seulement quelques cinquante ans plus tard. C'est l'aboutissement du travail indépendant de deux équipes : Wadsworth, Sherby et col. à l'université de Stanford (USA) [Wad80] et Verhoeven et col. à l'université de l'Iowa (USA), assisté par un maître forgeron Pendray [Ver98a]. L'ensemble des mécanismes scientifiques susceptibles de générer une telle microstructure semble élucidé grâce à l'arsenal moderne du métallurgiste et aux efforts patients des expérimentateurs pour retrouver le tour de main.

Première hypothèse : écrasement et redistribution du réseau de cémentite intergranulaire Les premiers métallurgistes et les forgerons qui ont tenté de reproduire la structure damassée ont tous proclamé qu'il ne fallait pas chauffer l'alliage au delà du rouge blanc et qu'il fallait refroidu- très lentement le lingotin de wootz. Dans cette ligne de directives, des chercheurs ont établi une procédure expérimentale dans les années 80, le procédé dit "Wadsworth-Sherby" qui est capable de reproduire un structure apparemment similaire à celles des épées authentiques [She85a], [She92a]. La première étape consiste à effectuer un traitement d'homogénéisation à haute température ; puis, en une seconde étape, le lingot est travaillé à chaud afin d'obtenir une bdlette bien homogène et de tadle convenable. La troisième étape est une traitement de maintien en température vers 1093 O C pendant 48 h. Ce long traitement a pour but d'homogénéiser complètement l'austénite avec dissolution de la cémentite (voir diagramme de phases, fig. 2-3-3) et de faire grossir la taille du grain d'austénite. L'acier est ensuite refroidi lentement afin de laisser se former un réseau de cémentite proeutectoide en précipités grossiers aux joints de grains. La quatrième étape est un travail à chaud au dessus de la température eutectoïde A9. Comme la déformation induite par un martelage manuel est très forte, elle a été simulée par des passes de laminage répétitives à fort taux de réduction. Ce traitement provoque l'éclatement du réseau de carbures de joints de grains et génère des débris plus ou moins facettés. Les carbures de quelques micromètres restent regroupés et forment des rangées de carbures alignées le long de la

Figure 2-6-2 : Microstructure de la lameforgée par Al Pendray. A) coupe longitudinale montrant les alignements de carbures (cémentite en contraste sombre), B) agrandissement montrant les rangées de carbures. La matrice a été transformée en cellules de trèsfine perlite qu'on devine sur l'image de droite. Document de l'Université de l'Iowa, USA

direction de la déformation. La matrice subit la transformation perlitique, elle se transforme en ferrite avec des carbures très fins, beaucoup plus fins que les carbures alignés. En définitive, ce sont les carbures ex-intergranulaires, alignés, brisés par le forgeage qui reproduisent la caractéristique micrographique principale de l'authentique Damas.

Deuxième hypothèse :précipitation sélective des carbures dans les couloirs de ségrégation interdendritique Verhoven, Pendray et al. ont collecté les informations déjà publiées et examiné très soigneusement un certain nombre de structures damassées anciennes. Ils ont mis en lumière les caractéristiques micrographiques spécifiques qui peuvent servir de références comme des critères d'authenticité de structures damassées originales. Ce sont principalement la distribution, la morphologie et la tadle des particules de cémentite. Dans les microstructures damassées authentiques, les carbures de cémentite doivent être arrondis avec un diamètre de l'ordre de 3 à 20 pm, en tout cas jamais facettés. Les particules apparaissent disposées en alignements correspondant à une distribution en plans distants de 30 à 100 p m et rarement interconnectés. I l n'y a pas de différences significatives entre les microstructures des sections transversales et longitudinales. Et enfin, les alignements de carbures sont constitués en rangées d'environ 4 à 6 carbures. La microstructure de la lame reconstituée par Al Pendray visible sur les figures 2-6-2 A et B satisfait tous ces critères. Par comparaison, les carbures obtenus par refroidissement lent du procédé W-S précédent sont plus grossiers, et ils resteront irréguliers une fois brisés,

LA MICROSTRUCTURE DES ACIERS ET DES FONTES

Figure 2-6-3 : Poignard avec une poignée de jade. La lame a été forgée par Al Pendray avec du wootz reconstitué. La micrographie optique présente une coupe transversale, similaire aux coupes longitudinales, avec des alignements de petits carbures. Document de 1 'Université de l'Iowa, USA

clivés par le martelage, et encore facettés malgré un effet de coalescence à chaud. Leur distribution en taille est plus étalée. C'est un point de différence marquant avec la microstructure observée sur les épées authentiques. Le point essentiel prouvé par les chercheurs de l'équipe citée est que des alignements de carbures peuvent être générés par des cycles thermiques, en Z'absence de dejcormationplastipe de forgeage ou de laminage. L'expérimentation a été conduite sur des échantillons de wootz authentique et des échantillons synthétiques similaires. La réponse pratique est claire : il faut au départ redissoudre complètement les carbures interdendritiques ou intergranulaires grossiers pour en précipiter d'autres mieux répartis. La précipitation se fait sélectivement dans des zones où les impuretés ont ségrégé. Ces dernières sont le silicium, le phosphore et le vanadium qui, malgré des teneurs initiales très faibles, jouent donc un rôle clef en initiant la précipitation le long des lignes de ségrégation ver98al. Il y a une corrélation entre les espacements de lignes de carbures et l'espacement dendritique primaire dans l'alliage initial. Cette observation prouve que la formation des alignements est liée à la ségrégation résiduelle du réseau dendritique. Des différences de composition faibles mais significatives ont été détectées entre le bord et le centre des alignements. La structure au moment du forgeage ne comporte pas de carbures grossiers, à la différence de celle du procédé W-S. Les températures de traitement doivent respecter certains impératifs pour obtenir le résultat: 1- dépasser la température de 1 0 5 0 OC (au dessus de Acl) afin de dissoudre complètement

les carbures de cémentite; 2- que l'un des cycles au moins descende légèrement e n dessous de A l ( 7 2 3 ° C ) pour probablement faciliter la germination; 3- que le maintien e n température pour la dissolution des carbures ne se fasse pas à une température trop élevée, vers 1 2 0 0 OC, ni pendant longtemps car il y a homogénéisation et alors la précipitation est répartie uniformément sans le moindre alignement. Une autre observation importante à propos des épées authentiques est la présence d'une bordure décarburée de pure ferrite sur l'arête dorsale de la lame. L'explication suivante est proposée ; elle témoigne de l'astuce des forgerons. La mise en solution des carbures est délicate car l'alliage contient souvent de petites quantités de soufre et de phosphore susceptibles d'abaisser la température de début de fusion vers 960 O C (fig. 2-3-4) ;il y a alors "brûlure" et le lingot se délite complètement au martelage. La procédure pour maintenir la cohésion du lingot comporte un prétraitement de décarburation lors d'un maintien à 1200 OC pendant 5 h, suivi d'une trempe. Le résultat est la formation en .rztpe@ie d'une mince couche de ferrite plus réfractaire que l'intérieur. Cette couche est très ductile et constitue une enveloppe déformable. Le lingot peut ensuite être martelé à chaud à travers son enveloppe de ferrite sans problème, avec des cycles de martelage et réchauffage. C'est un unique premier pliage qui génère l'arête dorsale en ferrite retrouvée sur la lame. L'espacement des alignements de carbures est plus petit que la taille initiale des dendrites à cause de l'effet de réduction dû au martelage. La conduite du martelage à chaud requiert de la dextérité car une température trop élevée ou un temps trop long provoque la transformation de la cémentite en graphite que l'on retrouve réparti en alignements à la place des anciens carbures. L'observation de lames inachevées a témoigné que le dessin en roses ou en échelle est produit par l'incorporation de surépaisseurs en bandes ou ponctuelles en cours de forgeage. Le dessin peut aussi être obtenu en faisant des creux ou des sillons à coups de poinçon. Les forgeages ultérieurs comblent les creux ou étalent les bosses et perturbent la régularité de l'espacement des couches. Il y a 70 ans d'écart entre les conclusions d u travail de l'équipe Verhoeven et celles que Zschokke publiait e n 1 9 2 4 [Zsc24] : « A v a n t tout, il faut bien préciser que le vieil acier damassé véritable des Indes nommé "puht'' n'est aucunement de l'acier soudé ... Nous avons plutôt affaire, a u contraire, à un acier fondu a u creuset, régulier et dont la structure particulière résulte de phénomènes de cristallisation et de ségrégation ... Par le forgeage répété de l'acier damassé, les armuriers anciens des Indes et de Perse avaient pour but principal, d'ailleurs, beaucoup moins la production d ' u n damasquinage et l'effet décoratif e n résultant, que l'obtention d'un métal plus tenace. Cette dernière hypothèse concorde également avec u n e observation de Belaïev, suivant laquelle l'étonnante beauté de l'acier indien n'était qu'un but accessoire et un résultat accidentel. » Cette deuxième méthode répond effectivement beaucoup mieux aux caractéristiques du wootz Damas authentique. Cependant, il est probable que la technique par écrasement des carbures a aussi été pratiquée. Enfin, une troisième méthode qui consiste à le travailler comme une structure feuilletée ; elle est pratiquée pour le forgeage des lames japonaises. La décarburation superficielle à chaque cycle produit une fine couche de ferrite qui se trouve après pliage à l'intérieur de la pièce. La répétition des pliages et forgeages forme des

28

LA MICROSTRUCTURE DES ACIERS ET DES FONTES

bandes de ferrite en alternance avec l'acier plus carburé ou bien un acier homogène moins carburé si le nombre de passes est supérieur à huit environ.

2-7 Les épées asiatiques Chine Le plus ancien objet trouvé en Chine, fabriqué en fer non météorique, est une courte épée qui date du 8èmesiècle av. J.-C. D'autres objets richement décorés remontent au 5èmeet 6 ème siècles av. J.-C. Les objets les plus primitifs ont été fabriqués avec du fer réduit comme partout ailleurs. Des épées datant des deux premiers siècles av. J.-C. ont été découvertes sur plusieurs sites. Des inserts en or mentionnent la date de fabrication "sous les auspices favorables" et une indication chiffrée précise 30, 50 ou bien 100 affinages. Un examen métallographique a révélé des impuretés sous forme de petites inclusions réparties en couches alternées en nombres proches de 32, 64, 128. Il y a une correspondance évidente avec le nombre d'opérations de pliage et forgeage qui est 2". Dans ce cas, les opérations ont été effectuées dans un but d'affinement du métal, pour l'améliorer, et non pas obtenir un éventuel damassage [pub95]. La Chine a été le premier pays à utiliser la fonte et en particulier pour aciérer le fer doux. La méthode consiste à le tremper dans la fonte liquide qui se soude au fer. L'ensemble est ensuite travaillé par forgeage à chaud et pliage répétés de façon à obtenir un métal homogène moyennement carburé.

Japon

Les épées les plus anciennes trouvées au Japon remontent aux 4èmeet 5èmesiècles de notre ère. Elles sont probablement originaires de Chine via la Corée. En particulier, la technique d'imprégnation par de la fonte liquide a été importée de Chine. C'est pendant la période Heian (7961185)' quand la capitale s'est établie à Kyoto, que la technique proprement japonaise s'est développée. La structure de l'épée est constituée d'une âme ductile et d'une enveloppe extérieure à la surface et au tranchant de la lame, plus riche en carbone, plus dure. L'art de fabriquer les épées ou les dagues a atteint un très haut degré de sophistication qui a culminé aux 16èmeet 17èmesiècles. Cet art a survécu à bien des périodes difficiles de l'histoire japonaise. La dernière en date est de 1945 à 1953, après la seconde guerre mondiale, années pendant lesquelles la fabrication et la possession d'armes étaient interdites aux Japonais. Les artisans se sont dispersés, reconvertis. Puis quelques uns ont fait revivre l'art traditionnel, comme Yoshindo Yoshihara à Kyoto, descendant d'une lignée de dur générations de forgerons d'épées [T

4 6

N 2 1 6 3

rinm 0,225 r 0,414r 0,291 r 0,154 r et 0,633 r respectivement

LA MICROSTRUCTURE DES ACIERS ET DES FONTES

40

Tableau 3-2-3 :Rayon atomiques des éléments légers susceptibles de se loger dans les interstices et rayon du fer pour comparaison. Elément

Hydrogène

Oxygène

Azote

Carbone

Bore

Fer

r nm

0'03

0,071

0,071

0,077

0,087

0,126

Dans la structure cubique faces centrées de l'austénite, les deux sites interstitiels ont des tailles différentes. Seul le site octaédrique pourrait loger un atome de 0,052 nm de rayon (0,414~0,126).Les atomes de carbone sont donc beaucoup plus à l'aise dans les sites octaédriques même en tenant compte d'une déformation du réseau inévitable compte tenu de leur taille. Dans la structure cubique centrée de la ferrite, le site tétraédrique est plus grand que celui de l'austénite. Cependant, c'est le site octaédrique qui sera occupé et, dans ce cas, la présence de carbone provoque une distorsion dissymétrique. Ces simples considérations expliquent pourquoi la limite de solubilité du carbone est beaucoup plus grande dans l'austénite que dans la ferrite. Néanmoins, l'aspect volumique justifie seulement de façon partielle le fait que l'azote a une plus grande solubilité que le carbone dans l'austénite. Il n'explique pas son effet durcissant plus significatif. En fait, l'azote renforce les liaisons interatomiques, il accroît la concentration en électrons libres, alors que le carbone apporte la contribution de ses électrons à la bande 3d du fer. Cette liaison intermétallique facilite l'établissement d'un ordre à courte distance dans l'austénite comportant de l'azote (un état précurseur de la structure Fe4N), tandis que dans l'austénite comportant du carbone les liaisons plutôt covalentes favorisent la mise en amas [Gav98].

3-3 Transformation par mise en ordre Dans certains domaines de composition et aux plus basses températures, il arrive que les éléments d'une solution s'arrangent de façon ordonnée afin de minimiser l'énergie libre. Les atomes de chaque espèce se distribuent sur des sites spécifiques formant des sous-réseaux imbriqués. O n dit que la solution solide s'ordonne ; en fait, une nouvelle structure cristalline à symétrie plus basse que la solution désordonnée est créée. Les correspondances entre les structures des solutions solides désordonnées et les structures ordonnées dérivées figurent dans le tableau 3-3-1. Par exemple, dans le système Fe-Co pour une teneur de 50 Oo/ de cobalt en dessous de 1000 I< (fig. 3-3-2), la phase a se transforme en passant de la structure A2 cubique centrée à la structure B2 cubique simple, s ~ m schangement de conapodon, mais avec une mise en ordre (les atomes de cobalt sont disposés au centre du cube). La réaction requiert une faible énergie, elle est dite du second ordre dans la classification des transformations de phases. La mise en ordre n'est pas apparente sur une microstructure classique, elle est surtout observable en microscopie électronique en transmission par l'apparition de très faibles spots de surstructure sur les clichés de diffraction et de faibles pics en diffraction de

h S PHASES IMPORTANTES DANS LES ACIERS

Tableau 3-3-1 :Structures cristallographiques ordonnées dérivées des structures désordonnées simples. Solution solide désordonnée

Solution solide ordonnée, notation Pearson

Cubique centrée, A2

cP2 cF16

CsCl Fe3Al ord

Cubique faces centrées Al

tP2 cP4 hP8

HgMn AuCu3 CuPt

Hexagonale compacte

hP8

Figure 3-3-2 : Diagramme de phases Fe-Co calculé. Tc indique la température de Curie; Les flèches désignent les maxima avec la composition et la température correspondantes. D'après [ColOO].

Solution solide ordonnée, notation Stmkturbericht

Type

Ni3Sn

D019

r

- TOC

900

Y

- ..

1100-

TK

0,55-1261 K

1500

-1300

-

- 900

O

I

10

I

20

I

30

I

40

I

50

I

60

I

70

I

80

I

90

700 100

rayons X. La mise en ordre peut se faire de façon homogène ou avec formation de domaines parfaitement ordonnés à un niveau submicronique. Dans ce dernier cas les domaines sont observables en microscopie électronique en transmission car ils sont séparés par des "parois d'antiphase" pour rattraper la séquence d'empilement d'un domaine à l'autre. Dans le système Fe-Co, la température de la transition ordre-désordre est inférieure à la température de fusion de l'alliage correspondant; les deux structures sont observées. Dans d'autres systèmes comme Fe-A1 pour les structures DO3 ou B2, la température de fusion de la phase ordonnée est inférieure à la température à laquelle devrait se produire la transition d'après les données thermodynamiques. La phase reste ordonnée dans tout l'intervalle de température. Dans tous les cas, la mise en ordre s'accompagne d'une augmentation de dureté par rapport à la phase désordonnée. Dans le système Fe-Ni, la phase ordonnée FeNi3 de structure LI2 se forme sans changement de composition pour une teneur de 75 % de nickel (fig. 3-3-3). Mais en dehors de cette stoechiométrie, la mise en ordre s'accompagne d'un changement de composition. Par exemple, un alliage à 60 O/O de nickel subit par refroidissement une séparation de phases avec formation d'une solution solide ordonnée et d'une solution solide désordonnée de composition différentes. Il y a transfert de matière entre les deux phases, la réaction est du

42

LA MICROSTRUCTURE DES ACIERS ET DES FONTES Figure 3-3-3 : Diagramme de phases Fe-Ni calculé adapté d'après [Ans961 (voir aussi [Yan96]). La loupe L indique la transformation de mise en ordre avec transfert de masse. En traits avec pointillés des transformations magnétiques en phase cfc paramagnétique et cfc ferromagnétique métastable. Bien qu'il s'agisse d'un système courant, le diagramme ne peut pas être considéré complètement fiable en dessous de 400°C.

premier ordre thermodynamique. Au point de vue micrographique, la transformation se fait à une échelle fine mais macroscopique. Selon le diagramme calculé de la figure 3-3-3, la variation de la température de Curie avec la composition aboutit à un point P à partir duquel la transition ferromagnétique/paramagnétique (ligne trait-point) induit la séparation en deux phases : une phase ferromagnétique riche en nickel et une phase paramagnétique riche en fer (pointillés).

3-4 Les phases intermédiaires Les principales phases intermédiaires dans les aciers Ce sont des phases dans lesquelles les éléments sont associés pour former une structure différente de celles des éléments purs. L'affinité thermodynamique de cette association dépend de plusieurs facteurs dont les trois principaux sont l'électronégativité, la concentration électronique et l'effet stérique. Deux catégories particulièrement présentes dans les aciers sont distinguées dans la suite : les composés semi-métalliques fondés sur la différence d'électronégativité : carbures, nitrures, carbonitrures, sulfures, phosphures et oxydes. les composés AxBy dans lesquels le groupe d'éléments B comprend les métaux de transition dont le fer et le groupe A d'autres métaux. Ces composées sont fondés principalement sur le facteur de taille et la densité électronique. Le facteur de taille est dominant dans le cas des phases de Laves. La densité électronique est plus ou moins prédominante dans de nombreux composés tels que les phases X, O,6 et P parmi les plus courantes.

Les carbures, nitrures et borures Certains éléments ont une grande affinté pour le carbone, plus élevée que celle du fer. Ils sont dits carburigènes. Ce sont des éléments des groupes IV à VI11 du tableau périodique. La position du métal partenaire dans les différents groupes permet de définir des f a d e s

h~ PHASES IMPORTANTES DANS LES ACIERS

43

ou groupes selon la classification de Goldschmidt. Cette classification met en lumière des similitudes, en particulier par rapport aux structures cristallographiques. Les métaux des groupes IV (Ti, Zr, H j et V (C/: Nb, Ta) forment des carbures de structure cubique type NaCl de type Mc5. Les métaux du groupe V forment aussi des carbures de type M2C de structure orthorhombique. Les métaux de transition en tête des groupes VI (Cr, Mo e t W) e t I/II (?Mn)forment deux carbures M23C6 et M7C3 (M = Cr OU Mn). Les métaux lourds W et Mo forment des carbures de structure hexagonale de type MC et M2C (M = W ou Mo). Notons que l'appellation MC est plutôt réservée aux carbures de structure cubique. Suivant Goldschmidt (cité dans [HabbG]), le comportement du chrome le rattache à la fois au tungstène et au molybdène et aux derniers éléments de la première série de transition, le nickel et le cobalt. Les métaux de transition du groupe W I I (Fe) Co e t Nz;) ont en commun des carbures de type M3C, mais seul le carbure Fe3C est stable dans les conditions habituelles en métallurgie. Trois carbures métastables sont connus : le carbure de Hagg ou X-Fe5C2,le carbure Fe7C3 similaire à Cr7C3qui lui est stable, et le carbure E-Fe2C-Fe3C.Le nickel interagit peu avec le carbone. U n article de synthèse d û à Yakel P a k 8 5 1 présente deux points de vue intéressants pour le métallurgiste à propos de ces carbures. U n premier point de vue est de considérer la cémentite comme hexagonale avec u n empilement ABAB... de couches plissées de pians denses d'atomes de fer, avec les atomes de carbone entre les couches le long des lignes de pliure. Ld taille de l'atome interstitiel est supposée avoir une incidence sur la formation de couches plissées assimikzbles à Fe3C avec les gros atomes tels que le bore o u bien la formation de couches plates assimilables à (E-Fe3N) avec les petits atomes tels que l'azote. Le carbone, de taille intermédiaire entre l'azote et le bore, est capable de produire les deux formes FesC et (E-Fe3N). Un second point de vue est de considérer ces plissements comme des micro-maclages répétitifs. Dans les deux cas, le réseau de base est constitué d'atomes de fer et le carbone relégué à son strict rôle d'interstitiel. De telles présentations facilitent l'interprétation des rekztions d'accokments entre les carbures et la ferrite/austénite. Certains nitrures présentent des similitudes avec les carbures, en particulier, MN et MC et M2N et M2C. Les principaux nitrures rencontrés dans les aciers sont regroupées dans le tableau 3-4-1.

Les composés Le caractère métallique des liaisons est majoritairement contrôlé par les électrons non appariés. Du point de vue de la structure atomique fondamentale, les atomes du groupe VIIIA du tableau périodique dits éléments de transition, dont principalement le fer, le nickel et le cobalt, ont une couche d'électrons d pratiquement remplie et sont potentiellement accepteurs d'électrons pour achever le remplissage. A l'inverse les atomes des

5. M représente un élément des groupes concernés

44

LA MICROSTRUCTURE DES ACIERS ET DES FONTES Tableau 3-4-1 ::Carbures, sulfures et nitrures les plus fréquemment rencontrés dans les aciers.

Phases

Symbole de Pearson

Strukturbericht

Groupe d'espace

Prototype

Fe3C

Pnma

Fe3C

X-Fe5C2,Hagg

C2/c

Mn5C2

E-Fe2C-Fe3C

~3ml

Fe2C

Pnnm

Cr7C3, M"7C3 T - C ~ ~Fe21M02C6 ~C~,

Fm3m

C6Cr23

MoC, WC

p6m2

WC

Mo2C, W2C, Fe2C

PB3/mmc

w2c

~ - w ~ ( FMn)C e,

P63/rnrnc

y-M&, ( N i c ~ F e ) ~ ( M o w T a ) ~ C

F d3m

w9co3c4 cFe3W3

5-Fe2MoC

P222,

Fe3C modifié

CFe2 Cr7C3

VC(V4C3),VN, CrN

Fm3m

NaCl

y'-Fe4N

Pm3m

Ca03Ti

c-Fe2N

P63/mmc

w2c

y-FeS, CrS

P63/mmc

NiAs

a-MnS

Fm3m

NaCl

Z, NbMoN, TaMoN, NbCrN

P4/nmm

CaGaN

AIN

Pm3m

ZnS

P-Cr2N (X=N, C)

~31m

E

Fe2N

groupes IVA, VA et VIA dits éléments réfractaires avec le titane, le vanadium, le zirconium, le niobium, le molybdène, le tungstène et le tantale jouent le rôle de donneurs parce qu'ils ont des électrons non appariés. De nombreuses phases intermétalliques se forment entre les éléments de transition et les éléments des groupes IV, V et VI. La plupart des composés peuvent être classés par rapport à des composés à deux éléments avec une stœchiométrie A3B, A2B, A5B3,A7B6,AB. Les éléments de type A sont : Sc, Ti, V, Cr, Y, Zr, Nb, Mo, La, Hf, Ta, W, Ac ; et les éléments de type B sont : Mn, Fe, Co, Ni, Cu, Tc, RU,Rh, Pd, Ag, Re, Os, Ir, Au. Les principaux composés rencontrés dans les aciers sont regroupées dans le tableau 3-4-2.

Les phases topologiquement compactes Friauf a introduit en 1927 l'idée de considérer la structure de composés comme des polyèdres formés par des groupes de 16 atomes en un arrangement de compacité maximale de sphères dures de même diamètre dans le système cubique. Les polyèdres sont, en fait, des tétraèdres dont les quatre sommets ont été tronqués. Puis Laves fut le premier à étudier en 1934 certaines structures par référence au polyèdre de Friauf. Différentes structures de phases peuvent se décrire par des empilements particuliers de polyèdres de coordination CNl6 ou polyèdres de Friauf. La séquence d'empilement détermine le type de structure. Ces phases compactes ainsi décrites ont été appelées phases de Laves.

45

LESPHASES IMPORTANTES DANS LES ACIERS

Tableau 3-4-2 :Composition nominale et structure de composés les plus fréquents. [Cam81]. Noms

Formules

Symbole de Pearson

01186

~

cI58

A12

P2

Fe1&r6M05 Fe36Crl ~ ~ 0 1 0 9 Cr(12-x)Fe13M0(2+x)Ni3

mP30

monoclinique P2

CrFe incliné

G

Nil6Ti6si7 Ni16Nb6Si7

C ~ C

R

(Fe,Co,Ni)CrMo

HR53

~ 1 2 / ~ 3 i ~~3

Crl

P

Cr 18M042Ni40

op56

~ 1 2 1 ~ 2 h l Pbnm ~

CrgMo21Ni20

TiS

hP4

V,

X

P

NiAl

Strukturbericht

2

Groupe d'espace

h

~Immm ~ 143m

Prototype

Mn4Si aMn

sM031C05 1

P63/mmc

NiAs

op8

B2/B3 1 IDOa

Pnma Pmmn

BFe MnP

cP2

B2

Pm3m

CsCl

Avec une approche similaire Frank et Kasper, dont les travaux ont été publiés en 1958-59, ont montré que la structure des composés des alliages complexes pouvait se décomposer en assemblage de polyèdres dérivés de l'icosaèdre ; le polyèdre de Friauf apparaît alors comme l'un de ces dérivés. Les phases de Frank-Kasper consistent donc en polyèdres construits à partir d'antiprismes pentagonaux (phases de Laves), ou hexagonaux (phase o et structures de la même f a d e ) ou mixte (phase P) (voir ouvrage de synthèse [Sin72]). Les composés de type A2B sont les plus nombreux dans les aciers car le fer forme de telles phases avec tous les éléments des groupes IV, V et VI sauf le vanadium. Parmi ces composés, il faut distinguer les phases qui ont les structures cristallographiques C14, Cl5 et C36 et constituent le groupe des phases de Laves. Plusieurs de ces phases ont une stœchiométrie rigoureuse entre les éléments A et B où A est l'élément de transition.

46

LA MICROSTRUCTURE DES ACIERS ET DES FONTES

Les phases de Laves ont des str~cturescristallographiq~esoptimalespar rappo& à la compacité de l'assemblage. Toutefois, le caractère compact n'est pas le seul paramètre en cause, même pour cette catégorie de phases. Une corrélation a été soulignée entre le rapport des rayons atomiques rB/rA et la concentration en électrons de valence, VEC (Valence Electron Concentration), pour l'obtention de la structure Cl4 ou Cl 5. La stabilité de la structure Cl 5 est augmentée avec l'accroissement de rB/rA et de VEC Kei981. Dans de nombreux cas autres que les phases de Laves, la densité électronique et, dans une moindre mesure, le facteur de taille conditionnent la structure de composés tels que o,X,6, G, R et P. La phase o, de type Fe-Cr, peut être classée dans les composés A2B bien que la stœchiométrie soit moins bien définie avec une formule comprise entre A4B et AB4. Certaines phases intermétalliques complexes comme X, G, R sont présentes dans les alliages à multiples éléments. Elles sont mal connues au point de vue métallurgique quant à l'étendue de leur domaine d'existence en composition et en température. Les composés de type A7B6 constituent le groupe des phases p présentes dans de nombreux systèmes. Dans les alliages multiconstitués, la substitution des éléments en solution solide est assez restrictive, seulement certains atomes peuvent se substituer à d'autres. La formule peut être résumée par : (Fe,Ni,c~)~(Cr,Mo,w,Ta,Nb)~. Toutes ces phases ont beaucoup de similitudes, elles sont appelées TCP (Topologialb Close Packed compounds). Elles sont bien décrites cristallographiquement, mais les paramètres physiques qui interviennent sur leur stabilité sont encore insuffisamment connus. La modélisation thermodynamique est difficile et nécessite une description fine (voit: g 4-11). Pendant longtemps, les modèles thermodynamiques ont été incapables de prédire de façon fiable la formation de certaines phases intermédiaires, en particulier de la phase o. Aussi, pour guider l'optimisation des alliages, quelques modèles spécifiques ont été fondés sur le calcul du nombre moyen d'électrons d non appariés de l'alliage. Ce nombre Nv est défini par une relation simple, fonction de la seule composition de l'alliage et dont les coefficients sont ajustés empiriquement pour chaque élément. Le nombre niy obtenu fixe un seuil au delà duquel la phase o pourra se former. Les modèles de ce type appelés Phacomp (Phase Cornputahon) ont été très utilisés pour optimiser la composition des superalliages à base nickel [pur97b] mais beaucoup moins dans le cas des aciers.

Les composés A3B Les composés de type A3B se rencontrent souvent dans les aciers riches en nickel de la famille des superalliages. Ces composés sont dits géométriquement compdcts et non topologiquement compacts parce qu'ils sont constitués par la superposition de plans dans lesquels la meilleure compacité est réalisée dans les deux dimensions du plan. La disposition des atomes dans ces plans présente une symétrie ternaire (plan T) ou binaire (plan R). Les composés se déduisent par l'alternance de plans R ou T avec différentes séquences. Diverses structures en résultent, les plus courantes sont de type LI2, DO2, et Les sections pseudobinaires Ni3Ti-Ni3Nb et Ni3Ti-Ni3Ta, par exemple, comportent de nombreuses phases dont la stabilité est reliée à leur densité électronique.

Les diagrammes de phases L'interprétation des diagrammes de phases binaires étant considérée comme acquise, ce chapitre présente de façon concise les particularités liées à la lecture des diagrammes ternaires ou même multiconstitués. Six systèmes ternaires sont analysés en détails à titre d'exemples, ce sont : Fe-Cr-C, Fe-Ni-Cr, Fe-Mn-S, Fe-Co-Cu, Fe-Mo-Cr et Fe-Cl? 12s ont été choisis parce qu'ils réunissent toutes les configurations des réactions typiques entre phases rencontrées dans les systèmes à base fer, ce qui les rend représentatifs des aciers. Les représentations calculées6 seront largement utilisées dans cette partie d'initiation à la lecture des diagrammes ternaires car, elles seules, permettent de tracer u n grand nombre de coupes isothermes et d'isoplètes nécessaires pour une étude homogène et cohérente de leur évolution en fonction des divers paramè tres.

4-1

Equilibres entre phases condensées

Rappel des règles fondamentales Dans la métallurgie des aciers, en particulier dans l'étude de la microstructure en fonction de la température et de la composition, les résultats expérimentaux constituent les faits primordiaux. Or, ils proviennent d'un grand nombre de techniques physiques et chimiques. La thermodynamique des équilibres de phases est le seul cadre unitaire permettant leur comparaison et leur validation. Un système est une quantité de matière fixée. Le nombre total de moles est fixé, mais non défini. Seule est définie la composition, c'est-à-dire la concentration des différents constituants structuraux soit des éléments, soit des composés. Si le système comporte N constituants, la composition est définie par N- 1 concentrations. Elle peut être définie par les fractions atomiques ou molaires, les pourcentages atomiques ou massiques. L'usage dans le domaine des aciers est d'utiliser les pourcentages massiques. Par la suite, la plupart des diagrammes seront établis ainsi, excepté lorsqu'il est intéressant de mettre en évidence une stœchiométrie particulière.

6. Dans la majorité des cas les calculs ont été effectués en utilisant les logiciels Thermocalc ou Pandat avec les données de la base SGTE disponibles en 2003

LA M I C R O S T R U ~ U R EDES ACIERS ET DES FONTES

48

Le système est soumis à des conditions d'équilibre formulées à partir du premier et du deuxième principe de thermodynamique chimique. Chaque constituant a la même valeur de la fonctionpotentiel chimique dans toutes les phases présentes. L'e'quilibre est unique. A l'état d'équilibre le nombre de phases est fixé avec une composition et une proportion données pour chacune. La r&le de la variance (Phase Rzll) fut formulée par J.W Gibbs en 1876. La variance v exprime le nombre de variables indépendantes de l'état d'équilibre appelées aussi degrés de liberté, variables à choisir parmi la pression P, la température T et la composition. Pour un alliage : v

= Nb

constituants + (8 T ) -Nb phases

(4-1-1)

Pour les systèmes métalliques condensés, la pression n'a pas d'influence la plupart du temps dans la gamme de températures utilisées. Il n'est pas nécessaire de la prendre en compte. Les transformations de phases considérées conservent le nombre d'atomes de chaque espèce. Elles opèrent seulement une redistribution entre phases. Cette règle de conservation de masse prend la forme bien connue de règle du levier dans les systèmes binaires (voir $ 5-1) qui est en fait une expression particulière de la règle du bayentre dans les systèmes multiconstitués.

Représentation des équilibres de phases Les équilibres de phases sont traduits en représentations qui obéissent aux règles rappelées dans le précédent paragraphe. Dans un système à deux constituants, l'équilibre à deux phases est fonction d'une seule variable d'après la règle de la variance. Par exemple, sur un diagramme température/compositions, l'équilibre liquide-solide est décrit par un couple de points à la même température T. Ces points constituent une ligne de conjugaison appelée conode (ou tie-line en anglais). Ils décrivent des courbes en fonction de T, respectivement liquidus et solidus. Pour une composition donnée, la température de liquidus TL est la température d'apparition du premier solide et celle du solidus TJ (appelé TSthpar la suite $4-6) la disparition du dernier liquide. L'équilibre à trois phases est représenté par un ensemble de trois points. La présence de trois phases correspond à une variance égale à zéro, c'est-à-dire que les compositions et les proportions des phases sont furées. La lecture des diagrammes de phases binaires étant supposée acquise, le propos qui suit est centré sur la description des particularités liées aux systèmes à plus de deux éléments. Le lecteur trouvera des exposés exhaustifs dans des ouvrages de base publiés sur les diagrammes de phases @?ri661 et West (première édition 1965) [Wes82] et de courtes introductions dans certains recueils de diagrammes de phases [ASM92]. La prise en compte des systèmes multiconstitués est indispensable pour la compréhension des aciers qui comportent un grand nombre d'éléments. Or, dans un système à N constituants, les seules représentations possibles sont des projections particulières et des sections de façon à se ramener à deux variables (ou deux variables plus une cote). A l'usage, cette limitation est moins restrictive qu'elle ne paraît. En effet, l'essentiel est de faire figurer

49

DUGRAMMES DE PHASES

toutes les phases concernées, en particulier les phases intermétalliques. Plusieurs parmi ces dernières n'existent pas dans les systèmes binaires. Cependant, elles peuvent être trouvées dans au moins un des systèmes ternaires de base. Cette idée est à la base du présent chapitre qui accorde une grande place aux systèmes ternaires car ils constituent de bons guides, indispensables et souvent suffisants pour comprendre les structures d'alliages de type industriel. Enfin, un aspect pratique essentiel est que les systèmes ternaires offrent plusieurs possibilités de représentations géométriques. L'addition d'un élément à un système donné incrémente la variance d'une unité, ce qui donne un degré de liberté supplémentaire. Par exemple, sur une représentation géométrique, un équilibre à trois phases est représenté par un ensemble de trois lignes polythermales dites monovariantes dans un système ternaire au lieu de trois points dans un système binaire. La Igne liqziidus d'un système binaire devient une surface dans un système ternaire. L'ensemble des nappes qui correspondent à l'équilibre entre le liquide et chacune des phases concernées constitue la surface bziidzis. Pour les mêmes équilibres concernés dans un système quaternaire, les lignes deviennent des surfaces et les surfaces volumes.

Utilisation de la règle du barycentre Un système à trois éléments peut être représenté au moyen de coordonnées triangulaires permettant une lecture géométrique commode du diagramme. Les coordonnées des trois compositions ont des poids équivalents. Un exemple de section isotherme est présenté figure 4-1-3. Dans les domaines à deux phases les conodes relient les points représentatifs des phases en équilibre. Les conodes ne se croisent jamais car ce serait une violation des règles d'équilibre. Les proportions de phases peuvent être calculées par la règle des segments inverses appliquée à la conode. Par exemple à la composition globale représentée en p les deux phases en équilibre sont h et k et les pourcentages notés (b) et (k) sont : Dans le domaine à trois phases a, b, c, les proportions de phases sont définies en fonction des segments déterminés sur les conodes en reliant la composition globale avec les points représentatifs des phases (fig. 4-1-3 et relation 4-1-4). Les proportions ainsi définies se rapportent à l'unité qui a servi à construire le diagramme : fraction molaire, pourcentage massique ou atomique habituellement. La relation n'est pas directe avec la proportion observée sur la micrographie ou mesurée en analyse d'images. Il faut utiliser le volume molaire de chaque phase pour établir une correspondance. (a)=rrn/ar ;(b) = sm/bs ; (c) =tmlct ou aussi (a)=cs/ac ; (a) =btlab

Les règles de voisinage entre les domaines adjacents sont bien définies par rapport au nombre de phases, aux angles de raccordement et aux tangentes entre domaines Fri661. Un domaine à une phase ne peut pas être adjacent à un domaine à trois phases, ni à un autre domaine monophasé (excepté dans le cas de réactions du second ordre comme la mise en ordre). Il est obligatoirement entouré de domaines biphasés sur les côtés et triphasés aux sommets. Toutefois, certains tracés peuvent comporter des domaines qui se

LA MICROSTRUCïURE DES ACIERS ET DES FONTES Figure 4-1-3 : Représentation d'un diagramme ternaire et règle du barycentre. Il y a trois sortes de domaines: monophasé autour des phases A, B et C; biphasé dans lesquels sont dessinées quelques conodes et enfin triphasé à l'intérieur du triangle de conodes abc. Les pourcentages de phases sont exprimés par les relations 4-1-2 et 4-1-4. Les extensions métastables des courbes de limites de phases qui se coupent en a, b ou c doivent se trouver toutes les deux à 1 'intérieur ou à l'extérieur du domaine triphasé au voisinage des points d'intersection.

réduisent en apparence à une courbe lorsqu'ils sont très étroits. Ces règles découlent des propriétés des fonctions thermodynamiques, en particulier de leur continuité en fonction de la température. Elles sont donc respectées lors du calcul des diagrammes.

Les réactions Puisque l'état d'équilibre est unique, le passage d'un état d'équilibre à la température T I à un autre état d'équilibre à la température T2 est considéré comme réversible. L'état d'équilibre à T2 est l'aboutissement d'une réaction qui se produit au cours du changement de température entre Tl et T2.Dans un système binaire, les équilibres entre trois phases sont invariants. Aussi le passage à une autre température inférieure implique la disparition d'au moins une phase pour que le système puisse à nouveau évoluer. Par exemple, si c'est le liquide qui disparaît, la réaction s'écrit L a + b. Cette réaction est dite eutectique.

+

Un nom a été attribué à toutes les réactions qui se passent an refraidkrement à partir d'un état invariant à trois phases, suivant les produits formés. Ces réactions portent un nom avec le suffure iqne pour les réactions entre un liquide et deux solides et oide pour les réactions entre trois solides. Soient LI et L2 les phases liquides et a' b et c les phases solides :

L+a+b

réaction eutectique

c+a+b

réaction eutectoïde

L+a+b

réaction péritectique

a+b+c

réaction péritectoïde

a+b+L

réaction métatectique

Ll+a+L2

réaction monotectique

L1+L2+a

réaction syntectique

Par extension, les mêmes noms de réactions sont utilisés pour les systèmes ternaires lorsque l'équilibre de départ n'est plus invariant mais monovariant. Il y a aussi des réactions ternaires à partir d'équilibres invariants à quatre phases. Celles qui sont le plus évoquées par la suite sont :

LESDIAGRAMMES DE PHASES

L+a+b+c

réaction eutectique ternaire

L+a+b-+c

réaction péritectique ternaire

L+a-+b+c

réaction péritectique appelée quelquefois quasi-péritectique Le terme d'eutectique triphasé sera utilisé pour les systèmes multiconstitués dans le cas o ù l'équilibre non-invariant comporte trois phases solides et le liquide. La phase liquide est souvent omise, oubliée car elle n'est pas présente sur les micrographies.

Critère de Hillert L'évolution de la proportion des phases est la caractéristique déterminante du ppe de la réaction. Considérons le cas d'un système ternaire pour une composition globale déterminée par la présence de trois phases a, b (solides) et l (liquide) en proportions respectives ma, mb Un abaissement et ml, les teneurs en élément i dans chacune des phases étant XP, x/. de température ATprovoque une variation de proportion Am,, Amb, et Am, de chacune des phases (relation 4-1-5). Si l'alliage comporte n éléments, n - 1 sont indépendants. Le principe de conservation permet d'écrire la relation 4-1-6 Fri661, p 7 9 ] .

XA

Am,

+ Amb+Aml = O

(4- 1-5)

Si tous les termes Am pour a, b et l sont positifs, la relation 4-1-5 n'est pas vérifiable. Donc supposons Aml est négatif, soit une diminution de la proportion de liquide : la réaction est eutectique si dma et Amb sont positifs, la réaction est péritectique si Ama ou Amb est négatif. A partir d'un état d'equilibre à une température donnée avec les trois phases en présence, le caractère de la réaction dépend de lewsproportians respectives représentées par la position du point de composition dans le triangle de conodes. D'après la relation 4-1-6, il est possible que la réaction soit péritectique dans certaines zones de ce triangle, et eutectique dans d'autres.

Règle de la tangente pour un système ternaire La distinction entre péritectique et eutectique est simplifiée dans le cas particulier où il n'y a pas encore de solide à la température T et que la composition globale da liquide est représentée par unpoint de la Igne monovamante. Ce cas est illustré par le système ternaire bordé par deux systèmes binaires (fig. 4-1-7) comportant respectivement une réaction péritectique à la température TI et une réaction eutectique à la température T' L'évolution des équilibres monovariants est représentée par les triangles de conodes à T2, T3 et T4 dans la représentation spatiale (fig. 4-1-7 A). La projection de la tangente à la ligne monovariante a été tracée sur l'agrandissement (fig. 4-1-7 B). Elle coupe la ligne aibi en un point indiqué tgi. La règle de la tangente s'énonce : si la projection de la tangente à la ligne monovariante dans le plan des conodes coupe la conode des points représentatifs des deux solides à l'intérieur du segment, la réaction est eutectique ;

h MICROSTRUCTURE DES ACIERS ET DES FONTES

Figure 4-1- 7 : A) Configuration des conodes reliant les phases ai, bi et le liquide sur la ligne monovariante, B) tgi est à l'intersection de la tangente avec la ligne aibi bl réactionpéritectique a2 + L réaction eutectique L a4 + b4 transition tg3 confondu avec b3

+

+

si la projection de la tangente à la ligne monovariante dans le plan des conodes coupe la conode des points représentatifs des deux solides à l'extérieur du segment la réaction est péritectique. Les lignes où les réactions sont de nature péritectique sont indiquées par un double flèche et celles de nature eutectique par une simple flèche, suivant une convention classique. Le fait que les lignes polythermales liquide et b se coupent dans le plan de projection est l'indice d'un changement de configuration des triangles de conodes par rapport à la ligne monovariante (fig. 4-1-7). De la même façon, il existe des configurations dans lesquelles ce sont les deux lignes limites des solutions solides a et b qui se coupent dans le plan de projection. Il y a encore un changement de configuration, la transition concernée se produit entre les réactions péritectique et métatectique.

4-2

Diagrammes résultants d'un calcul théorique

Fondement des calculs Dans un système à l'état d'équilibre, il n'y a pas d'énerge libre excédentaire et par conséquent pas de force motrice susceptible d'initier un changement. L'équilibre à pression et température imposées correspond à un minimum d'enthalpie libre du système et, lorsque plusieurs phases sont en jeu, il faut prendre en compte chaque constituant dans chacune des phases. La formulation de l'équilibre entre les phases revient à chercher le minimum de la fonction enthalpie libre G pour P et T constants (ou d'une autre fonction potentiel pour des contraintes différentes), minimum lié par les règles de conservation de masse. C'est de ce lien que découle la notion de potentiel chimique. Le potentiel chimique de chaque constituant est le même dans chaque phase. La résolution du problème a une

L E S DJAGRAMMES DE PHASES

53

solution géométrique bien connue dans le cas d'un système binaire qui revient à chercher la tangente commune aux courbes d'enthalpies libres de chaque phase en fonction de sa composition pour une température donnée. La généralisation aux diagrammes ternaires consiste à construire les plans tangents communs aux surfaces d'enthalpie libre. Le calcul des diagrammes d'équilibre nécessite de connaître les valeurs d'enthalpie libre de toutes les phases présentes en fonction de la composition et de la température. Le problème est que les valeurs intrinsèques des enthalpies libres ne sont pas connues, ce sont les différences d'enthalpie libre des phases qui sont exprimées par rapport à un état de référence commun. Ces différences sont estimées ou déterminées expérimentalement. L'enthalpie libre de mélange Ai-3 pour former un composé AB est la différence d'enthalpie libre entre l'état initial des corps purs A, B et l'état final du mélange AB. Un usage commode consiste à prendre comme état de comparaison un mélange idéaL dans lequel le potentiel chimique du constituant référence est représenté par une fonction RTln(xlJ (R constante des gaz parfaits ; T température absolue; 9concentration de l'élémentj. L'écart à l'idéalité est exprimée par une enthalpie libre d'excès de mélange AG^' exprimée par la relation 4-2-1 :

Le signe de l'enthalpie libre d'excès de mélange AG^' donne une indication sur le caractère des liaisons entre les éléments A et B. Une valeur positive est l'indication de forces répulsives alors qu'un valeur négative est l'indication de forces attractives. Il est souvent fait référence globalement à l'enthalpie libre d'excès pour qualifier un système. Une valeur négative forte implique la formation de composés intermétalhques comme dans le système Fe-Mo-Cr ($4-11). Une valeur positive implique une tendance à la démixtion comme dans le système Fe-Co-Cu ($4-10). Ces caractéristiques bien différentes ont motivé le choix de ces deux systèmes. Différentes méthodes existent pour donner une expression à l'enthalpie libre ou à la fonction exprimant les interactions atomiques, les méthodes ab initio et les méthodes par optimisation des paramètres thermodynamiques.

Méthodes dites "ab initio" Les méthodes dites ab initio de calcul des diagrammes de phases combinent la mécanique quantique et la mécanique statistique. Les énergies totales ou de formation de structure parfaitement ordonnée à T = O K sont obtenues par des codes de calculs basés sur la théorie de la fonctionnelle de la densité (électronique) dans l'approximation de la densité locale. Un calcul statistique basés sur la méthode variationnelle des amas, CVM (CZmter Variation Metbod) ou des simulations Monte Car10 permet d'obtenir les grandeurs thermodynamiques à température finie [Co102]. Les données ainsi obtenues peuvent être utilisées pour d'autres modes de calculs de diagrammes de phases. Les méthodes ab initio sont souvent très lourdes au point de vue des calculs par ordinateur, elles ne peuvent pas considérer des systèmes à plus de deux ou exceptionnellement trois éléments. Elles se sont

54

LA MICROSTRUCTURE DES ACIERS ET DES FONTES

développées rapidement depuis 1990. Elles sont qualifiées ab initio, puisqu'il suffit, en principe, de connaître les numéros atomiques des éléments du système considéré et la structure cristalline de/des composés considérés [ColOl]. Les calculs de ce type sont quelquefois dits apriori soulignant ainsi leur aspect en amont des méthodes d'optimisation.

Méthodes par optimisation des paramètres thermodynamiques Dans ces méthodes la fonction AG de chaque phase (ou AG^-') reçoit une formulation qui exprime la réponse aux variations de T et de la composition à l'aide d'un ensemble minimal de paramètres phénoménologiques. La description thermodynamique de la modélisation est expliquée simplement dans un article de synthèse Kat97l. Des ensembles de paramètres des phases d'un système sont optimisés pour rendre compte au mieux des équilibres de phases. Les paramètres optitnisés sont réunis sous forme de Banques de Données comme SGTE [SGTE]. Une bibliothsque générale est accessible à tous les utilisateurs des divers logiciels. Certaines bases de données spécifiques ciblant certains types d'alliages (aciers, superalliages, alliages d'aluminium) sont commercialisées indépendamment. Au fur et à mesure que de nouveaux résultats sont disponibles, ils sont collectés, analysés, critiqués de façon à éventuellement être pris en compte pour établir de nouvelles données [Ansgq, [Sau98]. Des codes de calcul sont disponibles, ils deviennent de plus en plus sophistiqués pour décrire plus précisément l'interaction des phases ; citons par ordre alphabétique ~hern~AD@ ~ a, c t ~ a ~ MTDATA@, e@, I?andatB, ~ h e r m o c a l c ~hermodata'~. ~, Ces techniques s'appliquent à des systèmes à deux, trois, et davantage d'éléments. Toutefois le nombre de paramètres croît plus vite que le nombre de combinaisons des éléments deux à deux. Le calcul devient très lourd, même pour des ordinateurs puissants. Cinq points sont à vérifier en vue de l'utilisation des calculs :

Données expérimentales mentionnées dans la base de données Les logiciels modernes indiquent les références qui ont servi à l'établissement de la base de données appropriée. Il est fortement recommandé de les consulter afin d'apprécier sur quelles données expérimentales sont fondées les optimisations. En général, l'optimisation par calcui est entièrement dépendante des données expérimentales existantes. Si une phase n'a pas été reconnue dans un système, elle ne sera pas prise en compte par le calcul qui ne l'inventera pas. Certains systèmes n'ont pas été vérifiés et ré-actualisés avec des techniques modernes et l'expérimentation peut remonter à plus de soixante ans pour certains domaines de composition. De nombreux résultats anciens, publiés depuis plusieurs sites à consulter : ChemCAD http ://www.chemcad.fr FactSage http ://www.Factsage.com MTDATA http ://www.npl.co.uk Pandat http ://www.computherm.com Thermocalc http ://www.thermocalc.se Thermodata http ://online.fr

LESDIAGRAMMES DE PHASES

55

dizaines d'années, servent encore de données de base. Même si les faits expérimentaux restent d'actualité, l'interprétation doit être analysée de façon critique compte tenu de la précision des mesures et de la sensibilité des moyens de l'époque.

Date de mise àjour Un décalage peut exister entre la publication de résultats expérimentaux et la prise en compte de ces résultats. La correction d'une base de données est un travail très lourd, de plusieurs années, car il n'estpaspossible de modgeer les données d'ztnepbase isolément. Les données de base des phases sont remises en question de façon à éviter une utilisation excessive de paramètres d'ajustement. Quelques systèmes de base ont été révisés un grand nombre de fois. Modélisation des phases Certaines phases sont difficiles à modéliser. Par exemple, la seule phase o des aciers a fait l'objet de nombreuses tentatives de modélisation [Ans94, [WatOl]. En effet, cette phase comprend 30 atomes par maille qui sont répartis sur cinq sous-réseaux cristallographiquement indépendants. Idéalement, la modélisation devrait aussi comporter cinq sous-réseaux mais cela impliquerait un très grand nombre de paramètres (selon le type de modélisation). En conséquence, la phase est décrite avec seulement trois sous-réseaux : (A,B)18(A)14(B)8 OU (A,B)10(A)4(B)16,le fer étant représenté par les atomes B. Des paramètres d'énergie de mélange (enthalpie libre d'excès de Gibbs) permettent d'ajuster les possibilités de substitutions d'atomes A ou B. Seulement, ces mêmes paramètres peuvent intervenir aussi dans d'autres équilibres, al? par exemple, et dans d'autres systèmes. Leur ajustement est laborieux afin de prendre en compte l'ensemble des systèmes impliqués. Les simplifications De nombreux d'éléments interviennent dans le cas des aciers. Le calcul des équilibres de phases est alourdi dans des proportions telles qu'il est impossible de prendre en compte toutes les interactions possibles. La nécessaire simplification du calcul conduit la plupart du temps à négliger certains paramètres. Le champ d'utilisation Les données optimisées pour les équilibres d'un système donné produisent souvent un diagramme en excellent accord avec le diagramme de phases expérimental consacré. Cependant, les données extraites de telles bases peuvent s'avérer inexploitables lorsqu'elles sont utilisées dans un autre contexte, par exemple dans une gamme de température ou de composition marginales par rapport aux sources expérimentales. C'est le cas de données extrapolées à des températures relativement basses.

4-3

Les diagrammes de phases expérimentaux

Le rôle du carbone associé au fer pour constituer l'acier a été compris seulement au milieu du 19 siècle. Les premières ébauches du diagramme de phases Fe-C remontent à 1895-1899 (cité par [Le-991). La détermination de la majeure partie des diagrammes de

56

h MICROSTRUCTURE DES ACIERS ET DES FONTES

phases a commencé pendant la première moitié du 2oèmesiècle. L'investigation uniquement expérimentale reposait principalement, et repose encore, sur les observations rnicrographiques optiques, les méthodes de rayons X, l'analyse chimique et des expériences de dilatométrie et d'analyse thermique. Il suffit de consulter quelques publications pour se rendre compte de l'impressionnant travail accompli. La publication d'un diagramme consacrait l'aboutissement d'un grand nombre d'expériences. La composition des phases était déterminée initialement par analyse chimique par voie humide après extraction. De ce fait, la chimie minérale a tenu une grande place dans ce travail de défrichage. Dans de nombreux cas, les résultats expérimentaux, même anciens, restent encore d'actualité car le travail a été soigneusement fait. La microscopie électronique en transmission a permis de mieux comprendre les phénomènes de durcissement déjà établis par des méthodes de rayons X, comme par exemple les zones Guinier-Preston dans les alliages aluminium-cuivre. Un grand progrès a été franchi avec l'utilisation de la microsonde électronique dans les années 60 et celle du microscope électronique à balayage dans les années 70. L'utilisation de méthodes d'investigation à l'échelle micronique a permis de découvrir quantité de nouvelles phases et d'affmer, voire de corriger et réactualiser sans cesse les diagrammes. La littérature des diagrammes est devenue volumineuse. Les synthèses, l'examen critique comparatif des résultats sont devenus indispensables. Citons le célèbre Handbook de Hansen [Han581 qui est un des premiers recueils de diagrammes binaires provenant de la compilation des résultats expérimentaux. Pour les raisons citées ci-dessus, même les compilations plus anciennes méritent l'attention car elles comportent des références non informatisées par les bibliothèques standard. Depuis les années 80, ce travail de compilation critique a été développé et réactualisé régulièrement en recueils spécialisés : Hdndbook, livre rouge, séries de diagrammes ternaires publiés par 1'Indian Institute of Metals, VCH, ASM. Une indication particulière signale ce genre d'ouvrages dans la liste des références.

4-4

Le système Fe-Cr-C :nappes liquidus

Les systèmes binaires limitrophes: Fe-C, Fe-Cr et Cr-C Le système Fe-C comporte deux variantes, l'une dite stable avec formation de graphite et l'autre dite métastable avec formation de cémentite. Le diagramme publié en 1948 a longtemps servi de référence (cité par [Han58]). Depuis, la correction majeure porte sur l'extension du domaine de l'austénite. Par exemple, la limite de solubilité du carbone dans l'austénite à la température eutectique en présence de Fe& est reconnue à 2,14 % de carbone au lieu de 1,7~.Il est présenté figure 4-4-1 Pas901.

8. Rappel : en l'absence d'indication spécifique, les concentrations sont exprimées en pourcentage pondéral.

LESDIAGRAMMES DE PHASES

1

Ferrite 6

I

1

1

I

a

K

Ferrite a

Figure 4-4-1 : Systèmes Fe-Graphite (en gris) et Fe-cémentite (en noir). Diagramme de phases calculé

400

Fe

Le système Fe-Cr a trois caractéristiques importantes (fig. 4-4-2) : l'existence d'un domaine biphasé séparant l'austénite et la ferrite appelé boucle y ; la formation de la phase intermétallique o en dessous de 812 OC ; la séparation de phases ala' à basse température (transformation décrite 13-1). Ce système est trouvé dans la littérature sous plusieurs versions. Les modifications les plus récentes concernent le domaine de la phase o et la séparation de phases ala'. Le système Cr-C comporte aussi deux variantes, stable et métastable. La différence entre elles est la forme du carbone, diamant ou graphite (fig. 4-4-3). Cette différence n'affecte pas le domaine des aciers.

Le système Fe-Cr-C Comme pour le système Fe-C il faut considérer deux possibilités, stable et métastable. En fait, le chrome est un élément fortement carburigène qui stabilise tous les carbures, y compris la cémentite. C'est le système métastable qui est la référence dans le cas des aciers puisque le graphite ne se forme jamais dans la gamme de composition et les conditions de

LA M I C R O S T R U ~ U R EDES ACIERS ET DES FONTES

58

Figure 4-4-2 : Système F e G Diagramme de phases calculé.

Fe

Figure 4-4-3 : Système Cr-diamant. Diagramme de phases calculé.

2000

diamant

9

Cr23C6

t

1ooa

Cr

IO

20

CnC

-4&-

I l

leur élaboration. Le problème est différent pour les fontes dans lesquelles certains éléments d'addition et certaines conditions opératoires favorisent l'apparition de graphite. Plusieurs versions des diagrammes stables et métastables ont été publiées parmi lesquelles [Bun58], [Gri62], IJac701, [For73], [Piv84] (compilation), [Tho85], [And88]. Les modifications ont porté essentiellement sur l'étendue du domaine de la phase Cr23C6 qui a été longtemps l'objet de controverses. Le domaine était primitivement raccordée à la nappe primaire de l'austénite vers des teneurs de 20 % en chrome. La divergence peut s'expliquer par le fait que les carbures primaires M7C3 ne sont plus stables au refroidissement et se transforment facilement en carbures M23C6 à des températures encore élevées. Depuis la fin des années 90, il y a une bonne convergence entre les auteurs, aussi bien pour les versions expérimentales que calculées.

LES DUGRAMMES DE PHASES

Figure 4-4-4 : Système Fe-Cr-C métastable. Vue perspective simplifié adaptée d'après [Jac70] pour des teneurs en carbone inférieures à 5 %. Les lignes noires sont les lignes monovariantes qui séparent les nappes primaires. Conventionnellement les équilibres eutectiques sont signalés par une flèche et les équilibres péritectiques par deux flèches. Les lignes en pointillés sont aussi des lignes polythermales, elles représentent les compositions des phases en équilibre avec un liquide sur la ligne monovariante. Il y a trois équilibres invariants: Liquide + a + M23C6 + M7C3 Liquide + a + y + M7C3 Liquide + y + M7C3 + M3C

Figure 4-4-5 : Système Fe-Cr-C (graphite) dit stable. Projection du liquidus calculée dans le coin riche en fer. Dans le diagramme Fe-Cr-C avec cémentite, dit métastable, le domaine du graphite n'existe pas.

Nappes liquidus du système Fe-Cr-C L'ensemble des nappes qui forment la surface Lipidzis du système Fe-Cr-C est présenté schématiquement (fig. 4-4-4). Les nappes s'appuient sur les systèmes binaires Fe-Cr, Cr-C et Fe-C dans la version dite métastable pour ce dernier. Le liquidzas de la version stable est présenté en projection dans le domaine des compositions (fig. 4-4-5) et la projection de la version métastable se trouve plus loin (fig. 6-3-3). Chaque nappe correspond à la solidification primaire d'une des cinq phases déjà présentes dans un des systèmes binaires, soit

60

LA MICROSTRUCTURE DES ACIERS ET DES FONTES

Fe3C, Cr7C3, Cr23C6,la ferrite et l'austénite. La différence entre les deux versions provient de la présence de la nappe primaire du graphite dans la version stable. La ferrite est appelée a-Cr du côté chrome et &-Fe du côté fer mais il s'agit de la même phase cubique centrée ;il y a rniscibilité totale. Les lignes qui séparent ces nappes sont les lignes monovariantes eutectiques et péritectiques.

4-5

Le système Fe-Cr-C : sections isothermes, isoplètes

Isothermes Dans un diagramme ternaire, Z'isotberme Tiest la section du diagramme par un plan représentatif d'une température donnée (fig. 4-5-1 A). Deux sortes de lignes figurent sur l'isotherme : d'une part les limites de phases qui sont les traces courbes des volumes monophasés sur le plan de la température Tiet d'autre part les conodes, segments de droites qui relient les phases en équilibres. Par application de la règle du barycentre dans le triangle délimité par les conodes il est possible de déterminer la proportion de chaque phase (par exemple M23C6,a et le liquide) en fonction de la composition globale.

Isoplètes L'isoplète Ciest la trace du diagramme dans un plan vertical pour lequel une seule variable de composition a été fixée (fig. 4-5-1 B). Les lignes sont les frontières des domaines dans lesquels apparaissent le même ensemble de phases. Cette représentation permet seulement de connaître quelles phases seront présentes pour une composition donnée dans le plan à une température donnée. En général, les conodes ne sont pas contenues dans cette section (sauf en cas de section quasi-binaire) et la règle da levier ne s'appliqaepas. Les deux sections des figures 4-5-1 A et B sont perpendiculaires, elles ont une trace commune pour la teneur en chrome de 80 OO/ sur l'isotherme et la température de 1427 OC sur l'isoplète. Ces sections peu habituelles dans le cas des aciers ont été choisies à cause du caractère exemplaire de la configuration des domaines de phases. Les lignes monovariantes polythermales figurées en gris sont situées hors des plans. Leur intersection avec ces derniers se limitent à un point, Lors du refroidissement : la réaction eatectiqzie est : L a + M23C6.Il y a disparition du liquide au profit des deux solides. Le plan tangent à la ligne monovariante coupe la conode a/MZ3C6à l'intérieur du triangle (voir 5 4-1). la réactionpém'tectiq~eest : L+M7C3 M2&5.Il y a disparition d'une phase solide. Le plan tangent à la ligne monovariante coupe la conode MZ3C6/M7C3à l'extérieur du triangle.

+

+

Equilibre invariant Pour un système ternaire, à l'intersection de deux lignes monovariantes, quatre phases sont en présence, la réaction est invanante (fig. 4-5-1 C, D et E). Toujours dans la même fourchette de compositions, trois isothermes sont tracées, dont deux pour des températures

LESDJAGRAMMES DE PHASES

Figure 4-5-1 : Système Fe-Cr-C. Les lignes grises représentent les lignes monovariantes eutectique et péritectique, elles se situent hors du plan considéré. Les domaines à trois phases concernés : a / L i q ~ i d e / M ~; ~L C i q~ ~ i d e / M ~ ~ c ~; / M ~ C ~ L i q ~ i d e / M ~ ~ c ~ sont / M ~colorés C ~ , en gris clair; A) Isotherme calculée à 1427 OC ; B) Isoplète calculéepour une teneur de 80 % Cr; C, D, E) Série de trois sections isothermes calculées pour montrer l'évolution des équilibres de part et d'autre de la température (1 299 OC) d'un équilibre invariant qui comporte quatre phases : L i q ~ i d e / a / MC6/M7C3. ~~ Le domaine de la phase a(Fe, Cr) est une mince bande le long de l'axe Fe-Cr et les carbures sont représentés par des traits car ils sont considérés comme parfaitement stœchiométrique. C) 1327 OC :deux équilibres à trois phases: Liq~ide/M~~C~/M+'~ Liq~ide/M~~C~/a D) 1302 OC :ce sont les mêmes équilibres mais les phases communes ont des compositions très proches, à 1299 OC les triangles de conodes fusionnent à une température légèrement inférieure. Les conodesforment un quadrilatère. E) 1297 OC :ce sont de nouveaux équilibres, l'un en phase solide avec M23C6/M7C3/a,l'autre eutectique avec Liquide/M7C3/a

LA MICROSTRUCTURE

62

DES ACIERS ET DES FONTES

légèrement au dessus et une pour une température en dessous de la température de l'équilibre invariant Ti. Les triangles de conodes se soudent à Ti et forment un quadrilatère qui se scinde en deux nouveaux triangles en dessous de cette température.

Systèmes multiconstitués Dans le cas de système à plus de trois éléments, les conodes ne sont pas dans le plan de la section isotherme et il n'est plus possible d'appliquer géométriquement la règle du barycentre. Une exception existe lorsque la section peut être considérée comme quasi-ternaire avec la composition d'un élément fixé, par exemple entre trois composés stœchiométriques A3B/A3C/A3D. La section isotherme et l'isoplète permettent seulement de savoir en fonction de la température le nombre et la nature des phases rencontrées mais pas leur composition.

4-6

Le système Fe-Cr-C: chemins de cristallisation

Conditions réversibles Lorsqu'un alliage liquide est refroidi dans des conditions dites réversibles, il est supposé passer par une succession d'états d'équilibre entre les phases homogènes à l'état liquide et à l'état solide. Le principe de conservation de la masse fait que les conodes aux différentes températures passent toutes par la composition du liquide initial. Le chemin de cristalhsation est le lieu des compositions de la phase liquide pour chaque température. Les deux chemins de cristallisation analysés (fig. 4-6-1 A et B) sont imaginés pour deux compositions initiales différentes m e t p et les phases solides appelées a et c pour alléger le dessin. En continuité avec les schémas précédents dans le domaine riche en chrome, les phases concernées pourraient être MZ3C6et M7C3.En résumé :

A :cristallisation de la composition m

1 B :cristallisation de la compo.sition p

pll m>tallisationde c sede mll m'stallisation de c seule III3 m'stallisation c + a, en I3 disparition dzl liquide III3 m'stallisation c + a, disparition de c 1,14 m'stallisatioon de a, en I4 disparition du liquide Conditions sans diffusion dans la phase solide Les conditions d'équilibre total sont rarement atteintes en pratique ; aussi, il est commode de considérer d'autres conditions où le liquide serait effectivement totalement homogène en équilibre avec le solide seulement à l'interface et que le solide une fois formé soit entièrement soustrait aux échanges de soluté. Ces conditions sont connues en solidification comme les conditions de Scheil-Gulliver ($ 5-1 et 5-2). Le chemin de cristallisation est défini de la même façon comme le lieu des compositions de la phase liquide. Il démarre comme dans les conditions réversibles tangentiellement au plan dejni par l'axe des températures et La première conode à la température considérée. Le liquide est enrich/appauvri par formation d'une phase solide moins/plus concentrée en soluté, et sa composition est un nouveau

LES DIAGRAMMES DE PHASES

Figure 4-6-1 : Evolution de la composition du liquide pour deux compositions initiales m et p entre les températures décroissantes Ti TI, T2, T3 et T4 dans les conditions réversibles. Les lignes a, c (traitspointillés) et 1 (ligne grise) sont des lignes polythermales, lieu des compositions des solides a et b et du liquide associées à l'équilibre monovariant péritectique. En gris, les triangles de conodes à Ti. A) TL est la température du liquidus et TLm c est ~ la~première conode (tirets); à Tl le liquide II est en équilibre avec cl et apparition de al; à T2 les proportions de a2 et c2 en équilibre avec le liquide l2 sont respectivement c2s/a2c2,a2s/a2c2; à T3 le point m est sur la ligne a3c3; il n 'y a plus de liquide. B) Les étapes du chemin de cristallisation pour Tl et T2 sont identiques mais le liquide n'est pas épuisé à T3, il est en équilibre avec une seule phase a, le chemin de cristallisation se prolonge jusqu 'à épuisement de 1 lorsque le point p rencontre la surface solidus en p4.

point de départ. Le processus se répète de proche en proche pour chaque nouvelle température (fig. 4-6-2). Le chemin de cristallisation s'arrête à l'épuisement du liquide à une température appelée aussi solidzs. Des chemins de cristallisation dans des conditions plus complexes et plus proches de la réalité expérimentale sont analysés 6-3. Toujours pour la même configuration d'une composition sur la nappe liquidus du carbure M7C3,les deux chemins de cristallisation sont présentés sur la figure 4-6-2. Le chemin sans diffusion forme la succession de phases ou de constituants : M7C3primaire, M2,C6 péritectique, M23C6/a eutectique, M7C3/a eutectique, puis (hors schéma) M 7 c 3 / ~ eutectique, M3C/y eutectique. L'ultime goutte de liquide a la composition de l'eutectique au plus bas point de fusion. Pour éviter toute confusion, comme il est précisé sur le schéma de la figure 4-6-2, la fin du chemin de cristallisation est notée TSthpour les conditions d'équilibre complet, c'est-à-dire avec toutes les phases en équilibre et homogènes et TSbpour les conditions sans diffusion ou avec diffusion partielle. Il faut remarquer que dans ces dernières conditions les lignes péritectiques sont toujours franchies comme le montre le cas considéré.

MICROSTRUCRIRE DES ACIERS ET DES FONTES

Figure 4-6-2 : Système Fe-Cr-C, chemin de cristallisation dans le cas réversible et dans le cas sans diffusion. Vueperspective et projection dans le plan de composition. Les lignes fléchées en gris sont les projections des lignes monovariantes eutectique et péritectique dans le plan des compositions, les lignes en pointillés sont les projections des lignes polythermales des limites de phases a, M23C6,et M7C3 associées aux équilibres monovariants. Le chemin mTL-qthcorrespondant aux conditions d'équilibre réversible s'arrête à I'épuisement du liquide. Le chemin mTL-& correspondant aux conditions sans diffusion dans le solideforméfianchit la ligne péritectique puis suit la ligne eutectique jusqu 'à un équilibre eutectique invariant ternaire ou dans le cas présent un eutectique binaire y/M3C.

Dans un diagramme binaire, le chemin de cristallisation se lit le long de la ligne du liquidus ; dans un diagramme ternaire, il emprunte aussi la surface. Une exception est la section quasi-binaire. C'est une section dans laquelle un système à trois éléments est représenté comme un binaire par exemple Fe-WC, Fe-VC, Fe-NbC. Les composés XC ont une stœchiométrie bien rigoureuse vis-à-vis du carbone de telle sorte que les conodes liquide/XC se trouvent dans le même plan défini par Fe et XC. Le raisonnement en système "binaire" est correct seulement dans le cas où les conodes sont coplanaires. Cependant, l'eutectique Fe/XC n'est pas invariant. Le terme pseudo-binaire sera réservé à la représentation d'une section d'un système à n éléments entre deux composés sans implication pour les conodes, par exemple le système Fe3C-V4C3cité dans la référence [Rag84].Les règles propres aux systèmes binaires (levier, chemin de cristallisation)ne sont pas applicables.

4-7 Le système Fe-Cr-C : domaine de I'austénite Sections isothermes, sections isoplètes La connaissance du contour du domaine de l'austénite et des équilibres associés est essentielle pour les aciers, à cause de deux aspects pratiques : certains carbures sont peu favorables pour les propriétés d'emploi, en particulier pour le comportement en corrosion ; suivant que l'acier se trouve dans un domaine de l'austénite ou en dehors, il y a ou il n'y a pas la possibilité d'obtention de martensite par trempe.

LESDUGRAMMES DE PHASES

65

Figure 4-7-1 : Système Fe-Cr-C, section isotherme à 880 OC. Les phases présentes sont indiquées seulement pour les domaines mono et triphasés. La loupe indique le domaine triphasé a/?/M23C6 àfaire correspondre au domaine correspondant de 1 'isoplète à 14 % de chrome.

Figure 4-7-2 : Système Fe-Cr-C, section isoplète à 14 % de chrome. Ce diagramme indique quelles phases sont présentes dans les conditions d'équilibre. La loupe indique le domaine a/y/M23C6 à faire correspondre au domaine correspondant de l'isotherme à 880 OC

880°C

Liquid

+ M3c2

1600

I4O0

200

La répartition des domaines d'existence des carbures apparaît sur une section isotherme à 880 OC (fig. 4-7-1). L'échelle de concentration en carbone a été étendue jusqu'à 10 '/O pour inclure entièrement les triangles de domaines à trois phases. Les trois carbures M3C M7C3 et M23C6 sont représentés par des droites. La stœchiométrie rigoureuse est imposée par le calcul, mais elle est proche de la réalité. Grâce à la section isotherme à 880 OC, il est possible d'évaluer la proportion de carbure M23C6 en appliquant la règle du barycentre au

LA MICROSTRUCTURE DES ACIERS ET DES FONTES Figure 4-7-3 : Système Fe-Cr-C, superposition des isoplètes calculées pour diffërentes teneurs en chrome. Le schéma est limité au domaine austénitique avec l'indication du raccordement des domaines à trois phases : y /M3C/M7C3et y /M7C3/M&.

Figure 4-7-4 : Système Fe-Cr-C, section isoplète à 0,l % c.

triangle de conodes aly/M2&. Cette proportion est très faible dans le domaine des aciers à 14 % de chrome. L'isoplète (fig. 4-7-2) a une trace commune à 880 OC avec l'isotherme précédente. Elle est focalisée sur le domaine de l'austénite, aussi l'échelle de concentration est restreinte entre O et 1 O h C. L'addition de chrome change considérablement l'extension du domaine de l'austénite : elle le réduit jusqu'à disparition vers 20 % de chrome. Cette évolution est illustrée sur la figure 4-7-3 par la superposition des différentes isoplètes tracées pour des teneurs entre O et

LES DIAGRAMMES DE PHASES

67

19 % de chrome. Ce schéma d'isoplètes simplifiées, publié en 1962, est devenu classique ;il a été repris dans de nombreux livres de métallurgie [pob62]. La présentation actuelle est réactualisée puisqu'elle est basée sur des isoplètes calculées à l'aide du diagramme Fe-Cr-C récemment optllnisé. La transition entre les domaines M7C3/y et M2&/y est mentionnée. Elle est matérialisée par la position du domaine triphasé (fig. 4-7-3). D'un point de vue pratique, il faut remarquer que plus la teneur en chrome est grande, plus le domaine de stabilité du carbure M7C3régresse vers les températures élevées. Une autre isoplète à carbone constant est souvent utilisée car elle ~ a d u iles t modifications induites par le carbone sur le système Fe-Cr. La version calculée (fig. 4-7-4) pour 0,l O/' de carbone n'est pas très différente de la version expérimentale publiée en 1958 [Bun58].

4-8 Le système Fe-Cr-Ni Les systèmes binaires limitrophes Fe-Ni, Ni-Cr et Cr-Fe Le système Fe-Ni (voir plus haut la figure 3-3-3) montre l'existence d'une solution solide d'austénite étendue du fer au nickel. Le système Fe-Cr (voir plus haut la figure 4-4-2) montre l'existence d'une large solution solide de ferrite. Il y a deux transformations en phase solide. Le système Cr-Ni (voir plus loin la figure 5-1-5) présente deux phases terminales avec des solutions solides très étendues, respectivement la ferrite côté chrome (ou a-Cr) et l'austénite côté nickel qui forment un eutectique.

Le système Fe-Cr-Ni Le diagramme de phases du système Fe-Cr-Ni met en évidence le rôle du nickel comme un élément stabilisateur de l'austénite. Il agrandit le domaine de l'austénite et contrebalance de ce fait l'effet du chrome. Les phases du système ternaire sont celles des systèmes binaires limitrophes. La phase o du système Fe-Cr est présente avec une large extension en composition et en température et participe à des équilibres bi et tri-phasés. La surface liquidus schématisée (fig. 4-8-1) comporte seulement deux nappes correspondant à l'austénite et à la ferrite, nappes qui sont séparées par une ligne monovariante. Pour les compositions le long de cette ligne, la réaction est péritectique côté fer et eutectique côté Ni-Cr. Ce système de base a été beaucoup étudié expérimentalement [pay88] et les diagrammes calculés sont en bon accord. En phase solide, l'étendue des domaines respectifs de l'austénite et de la ferrite varie en fonction de la température et de la composition au niveau de la boucle y. Une section isotherme à 1300 OC montre l'étendue des domaines de solution solide à haute température (fig. 4-8-2A). Pour avoir une idée de la topographie de la boucle y, une série d'isoplètes calculées à nickel ou à chrome constant sont proposées (figures 4-8-2 B et C). La trace correspondant aux teneurs de 18 O/O en chrome et de 10 % en nickel est indiquée

LA MICROSTRUCïURE DES ACIERS ET DES FONTES Figure 4-8-1 : Système Fe-Cr-Ni, nappe liquidus en vue perspective et projection des lignes polythermales: en pointillés les lieux des solides en équilibre avec le liquide de la ligne monovariante en gris pour chaque température. En El et E2 la réaction est eutectique, les compositions sont de part et d'autre de la ligne monovariante En Pl et P2 la réaction estpéritectique, les compositions sont du même côté de la ligne monovariante.

Figure 4-8-3 : Système Fe-Cr-Ni, section isotherme à 650 OC constituée de quatre domaines monophasés a et a*, y et o (en gris), deux domaines à trois phases et cinq domaines biphasés dans lesquels sont tracées quelques conodes. A remarquer que la phase o est susceptible d'apparaître un peu en dessous de 20 % Cr. La température la plus haute à laquelle elle apparaît dans le système ternaire calculé est 964 OC au lieu de 818 OC dans le système binaire Fe-Cr

sur la section isotherme. Les isoplètes en fonction de la teneur en chrome ou en nickel sont des guides pour les traitements possibles des acier inoxydables en fonction des rapports respectifs de ces deux éléments. Néanmoins, du fait que les conodes sont en dehors des plans des isoplètes, les compositions des phases en équilibre ne peuvent pas

LESDIAGRAMMES DE PHASES

Figure 4-8-2 : Système Fe-Cr-Ni, A ) section isotherme calculée à 1300 OC. Deux domaines a et y sont séparés par un domaine biphasé dans lequel sont tracées quelques conodes. Les lignes en pointillés indiquent les traces des isoplètes sur le plan de composition. B) série d'isoplètes calculées pour des teneurs de 9, 18 et 24 %Cr. Remarquer que le domaine biphasé s'élargit lorsque la teneur en chrome augmente. C) isoplète calculéepour 1O % Ni.

Ni pds %

Fe TC

être lues sur ce type de diagramme. Des isoplètes semblables ont été déterminées expérimentalement en 1930 par Bain et ce travail sert toujours de référence dans les ouvrages sur les aciers. La section à 650 OC (fig. 4-8-3) est destinée à montrer l'extension de la phase CF dans le domaine ternaire où elle est stabilisée à plus haute température. Ce renseignement est un guide pratique pour l'optimisation des aciers sachant que cette phase est redoutée car elle adopte souvent une morphologie aciculaire en phase solide, morphologie qui confère une grande fraghté à l'alliage.

LA MICROSTRUC~URE DES ACIERS ET DES FONTES

70

Figure 4-9-1 : Système Fe-Mn. Diagramme de phases d'après [Mas90].

I

Liq.

916OC

+A

y + Liq. Eutectique, 988°C

y + FeS

Péritectoïde. 916°C

FeS

B

Figure 4-9-2 : Système Fe-FeS. A) zone montrant les limites de phases très restreintes de lausténite et de laferrite. B) liquidus du systèmejusqu 'à 50 % de soufre. Diagramme calculé d'après [Mie98b], les températures et les compositions de la - réaction métatectique sont un peu diffërenl tes suivant les auteurs.

4-9 Le système Fe-Mn-S Les systèmes binaires limitrophes : Fe-Mn, Fe-S, Mn-S Le système Fe-Mn est un système comportant peu de phases, seulement les phases a , 6 et y du fer et a , p et y du manganèse (fig. 4-9-1 et tableau 3-2-l), Was901. Le système Fe-S a un intérêt pratique dans le domaine des aciers parce que le soufre est une impureté résiduelle habituelle introduite par les minerais. La zone intéressante pour les aciers est limitée au domaine entre le fer et le sulfure de fer. Un eutectique ?Fe-FeS se forme à 988 OC pour une teneur de 44,6 OO/ at. de soufre (figures 4-9-2 B et 4-9-3 D),

LESDIAGRAMMES DE PHASES

71

Fas901. D'autre part, ce système comporte une réaction peu fréquente, la réaction métatectique, appelée quelquefois catatectique Fag741. L'abaissement de température en dessous de 1360 OC aboutit à la formation de liquide (fig. 4-9-2 A). La réaction métatectique est dans le système considéré : 6 -+y + Liq Le système Mn-S (fig. 4-9-3 C) comporte un composé MnS et la zone intéressante pour les aciers est limitée au domaine entre le manganèse et le sulfure de manganèse. Côté manganèse, il y a un eutectique très déporté 6-Mn/a-MnS à 1242 OC (soit 4 OC au dessous du point de fusion du manganèse) pour une teneur de 1 % at. de soufre. Pour faciliter l'interprétation par rapport aux composés, tous les diagrammes sont tracés en pourcentage atomique ou molaire. Ce système présente une réaction de démixtion entre deux liquides, une réaction monotectique. Le domaine de composition dans lequel se produit cette séparation est appelé cloche ou lacune de démixtion. Le terme est quelquefois improprement utilisé pour désigner de simples domaines biphasés en phase solide. La réaction monotectique est : Ll + a + L;! Par comparaison, le système Fe-S ne comporte.pas de lacune de démixtion, mais simplement une tendance à la démixtion qui est stabilisée par certains solutés. Une tendance analogue existe dans les systèmes Fe-Cu (voir plus loin figure 4-10-1) ou Co-Cu.

Le système Fe-Mn-S La principale caractéristique est la lacune de démixtion qui affecte une large plage de compositions dans le système ternaire Fe-Mn-S (fig. 4-9-3 A, B, C et D). La vue perspective a été construite d'après les résultats expérimentaux compilés [RagSSb], Was90] et les calculs à partir des données thermodynamiques optimisées postérieurement qui figurent dans les bases de données classiques [Mie98b]. La zone la plus intéressante pour les aciers se limite au domaine Fe-Mn-FeS-MnS. Sur la face du système binaire Mn-MnS, le liquidus borne une lacune de démixtion, dans laquelle il y a séparation en deux liquides, LI riche en manganèse, et proche de MnS. La lacune s'étend dans le ternaire presque jusqu'au système Fe-S. Pour expliquer la dérnixtion, l'isoplète Fe-MnS est souvent utilisée. Elle est tracée comme une section quasi-binaire. Cette assimilation est justifiée dans la mesure où les conodes, et en particulier celle de l'équilibre entre les deux liquides, se trouvent presque dans le plan de la section. L'isoplète Fe-MnS calculée (fig. 4-9-3 A et B) est légèrement décalée par rapport à la véritable section quasibinaire (assimilée à celle qui comporte les conodes mentionnées et les extrema des lignes monovariantes). Elle présente un petit domaine à trois phases G/L1/MnS au lieu du seul point eutectique. Sur la section quasi-binaire, la ligne eutectique atteint un maximum SI, les chemins de cristallisation empruntent des directions opposées de part et d'autre. Ce type de maxima est quelquefois appelé selle de cheval. La ligne monotectique comporte deux maxima S2 et Sg (fig 4-9-3 D). Ce ne sont pas des points invariants, mais simplement des points pour lesquels le triangle de conodes se réduit à une ligne.

72

LA M I C R O S T R U ~ U R EDES ACIERS ET DES FONTES

700. O

Fe

,

,

O J

a+MnS ,

,

O,4

.

,

0,6

,

MnS mole%

pMn+MnS

800 -

,

O,8

,

I

Fe

,aMn+MnS Y

Mn

O

02

04

0,6

MnS mole%

1240.! O

0,8

I

0,02

0,04

MnS mole%

f

0,06

Figure 4-9-3 : Système Fe-Mn et Fe-Mn-S: A) section Fe-MnS calculée. B) agrandissement côté fer ;le domaine ternaire G/liquide/MnS est réduit à un point invariant dans une véritable section quasi-binaire. C) système Mn-MnS. La configuration est dgférente de celle du schéma expérimental à proximité du manganèse dans laquellefigure un eutectique [Rag88b]. D) vue perspective et projection sur le plan de compositions, adaptées d'après la projection du liquidus de [Rag88b] et les sections calculées [Mie98b]. Par souci de lisibilité, la zone entourant la lacune de miscibilité est élargie. La trace de la section quasibinaire proche de la ligne Fe-MnS est figurée en traits pointillés sur la projection. Les points S appartiennent à cette section. A titre de repères, quelques températures: L1-L', 1571 OC L2-L'2 1654 OC SI 1512 OC S2-S3 1671 OC El 1242 OC E2 1506 OC Es 1182 OC P 1006 OC (pseudo-péritectiqueFeS-Fe-MnS) F 988 OC (eutectiqueFe-FeS)

LES DIAGRAMMES DE PHASES

Figure 4-9-4 : Système Fe-Mn-S, section isotherme à 1600 OC. Les domaines triphasés sont indiqués par lesjlèches. Une loupe grise indique la direction de q u e l q u e s c o n o d e s d a n s l e domaine biphasé MnS-Liq. où les compositions évoluent respectivement de (MnFe)S à MnS et L4 à L2.

. MnS

Cette représentation permet d'expliquer la formation de précipités de sulfure de manganèse dans les alliages riches en fer. Pour toute composition d'acier suffisamment riche en soufre, il y a séparation en deux liquides, l'un riche en fer et l'autre riche en soufre et manganèse. La ligne des extrema défint deux possibilités : Si dans la composition globale le rapport Mn/S est supérieur à l'unité, le liquide formé riche en soufre solidifie MnS majoritairement à 1571 OC. La phase MnS peut même être une phase primaire de solidification en fonction de la composition de l'acier ; Si dans la composition globale le rapport Mn/S est inférieur à l'unité, le chemin de cristallisation du liquide côté soufre s'appauvrit en manganèse. Dans les conditions où il n'y a pas de diffusion dans le solide formé, il aboutit à un eutectique FeS/(MnFe)S (point Es sur la figure 4-9-3)' puis un pseudo péritectique ternaire (point P) et enfin l'eutectique Fe/FeS (point F à 988 OC). Ainsi, la phase riche en soufre reste liquide jusqu'à des températures beaucoup plus basses que dans le cas précédent. Les températures de cristallisation sont changées en présence d'éléments d'alliage, voire inversées par rapport à la proportion Mn/S. Il en résulte des morphologies différentes suivant que les sulfures apparaissent en phase primaire ou en fm de solidification. Le système Fe-Mn-O est comparable au système Fe-Mn-S avec une large lacune de miscibilité. La présence simultanée de traces d'oxygène et de soufre dans les alliages industriels rend le problème très compliqué à interpréter en termes de diagramme de phases.

4-1 0 Le système Fe-Cu-Co Les systèmes binaires limitrophes : Fe-Cu, Co-Cu, Fe-Co Le système fer-cuivre comporte les seules phases terminales &Fe, a-Fe ou y-Fe et y-Cu. Le diagramme complet (fig. 4-10-1) résulte d'une optimisation récente des données et d'un calcul d'après [Ans93]. A l'état d'équilibre, il n'y a pas de séparation en deux liquides. Cependant, d'après certains auteurs, une démixtion se produit facilement de façon métastable. Le calcul permet de prévoir le tracéd'une lacune de miscibilité métastable. L'agrandissement côté fer résulte aussi d'une optimisation et d'un calcul au moyen de la

LA MiCROSTRUCI'üRE DES ACIERS ET DES FONTES

Figure 4-1 0-1 : Système Fe-Cu: A) diagramme de phases complet, calculé d'après [Ans93]. La ligne en pointillés représente le liquidus d'une lacune de miscibilité métastable. B) agrandissement dans le coinfer, calcul CVM d'après [AntOl]. Remarquer le léger décalage de la température eutectoïde suivant les auteurs. Les concentrations sont exprimées en pourcentage atomique en vue de comparaison avec les autres diagrammes calculés Fe-Co et Fe-Cu-Co.

méthode CVM (g 4-2) d'après PeiOO], [AntOl]. La solubilité du cuivre dans le fer est très faible à basse température. Le système Co-Cu est tout à fait semblable avec les phases terminales y-Co ou &-COet y-Cu. Il présente de même une tendance à la démixtion. Enfin côté cuivre, la solubilité du cobalt est faible, comparable à celle du fer. Le système Fe-Co a été présenté à propos de la transformation de mise en ordre (fig. 3-3-2). Aux plus hautes températures, les phases terminales y-Fe et y-Co ont une miscibilité complète excepté à proximité du fer dans le domaine &Fe.

Le système Fe-Co-Cu Ce système a été peu étudié. Citons principalement l'étude expérimentale de Jellinghaus en 1936 [Je136].Une revue par Raghavan [pag92b] utilise les données précédentes ainsi que les diagrammes binaires limitrophes pour décrire le système. En fait, ce système semble très simple avec seulement les phases qui sont déjà présentes dans les systèmes binaires: a-Fe, y-Fe, &Fe, y-Co, &-COet y-CU. Les limites de solubilité respectivement de Fe et Co dans le cuivre et de Cu dans les solutions solides y-(Co,Fe) ou a-(Fe,Co) restent très faibles. Des investigations expérimentales récentes, accompagnées de calculs CVM, affinent la description du système [AntOl], [BeiOO]. La démixtion du liquide devient effective dans le système ternaire dans lequel il y a séparation en deux liquides respectivement riche et pauvre en cuivre. La question subsiste de

LESDIAGRAMMES DE PHASES

Figure 4-10-2 :Système Fe-Co-Cu, section isotherme à 900 OC. Les points marquent les résultats expérimentaux obtenus pour des alliages frittés a partir des poudres élémentaires et recuits pendant un mois. Tracé d'après [AntOl].

9OO0C

Figure 4-10-3 : Système Fe-Co-Cu, section isotherme à 800 OC. Détail du domaine a-y-yc,.. Le contour noir est le tracé expérimental, le triangle gris clair correspond au calcul CVM, et le triangle gris foncé au calcul CVMprenant en compte la contribution magnétique des phases. Tracé d'après [BeiOO] et [AntOl].

savoir si cette dernière transformation est stable ou métastable [KimOO].En phase solide, la majorité de l'espace des compositions consiste en domaines à deux ou trois phases comme il appar2t sur la section isotherme expérimentale à 900 OC de la figure 4-10-2. Le tracé expérimental est complété à l'aide des sections calculées pour les limites de phases dans la bande étroite de la solution solide y-FeCo. Le schéma de la figure 4-10-4 basé sur les résultats des calculs permet de comprendre la configuration de ce domaine. La section à 800 OC comporte un seul domaine triphasé (fig. 4-10-3). Les trois tracés reportés ont été effectués à partir des résultats expérimentaux et par la méthode de calcul

MICROSTRUCTURE DES ACIERS ET DES FONTES

Figure 4-1 0-4 : Système Fe-Co-Cu, montage schématique focalisé dans la zone des faibles teneurs en cuivre. Les diagrammes limitrophes sont visiblesfigures 3-3-2 et 4-10-1. Le domaine a a la forme d'un cône aplati qui culmine dans la section binaire à 988 OC. La température de 93 7 OC correspond à 1 'apparition du premier domaine triphasé tl réduit à une ligne. La section à 900 OC comprend deux domaines triphasés t2 et t3 avec les mêmes phases mais pour des compositions différentes. En dessous de 841 (ou 843 OC suivant le diagramme), il ne subsiste plus dausténite côté fer: Il y a un seul domaine triphasé t4. Tracé d'après les sections isothermes calculées présentées dans [BeiOO] et [AntOl].

CVM ; ils permettent une comparaison. La concordance est excellente entre les résultats expérimentaux et ceux calculés qui prennent en compte la contribution magnétique. L'étude expérimentale d u système M a l 9 9 1 a révélé deux difficultés propres à fausser complètement la détermination des équilibres de phases. Avec les alliages préparés par fusion, les solutions solides y-(Co,Fe) et y-(Fe,Co) restent sursaturées même après de long recuits entre 700 et 1000 OC ; la germination de la phase cuivre n'a pas lieu. Le probkme ne se pose pas avec les alliages frittés puisque les échantillons ne sont jamais portés au dessus de la température de solvus. Par contre, les échantillons frittés sont susceptibles de retenir un peu d'oxygène présent dans les poudres à cause de leur forme très divisée. Ces traces d'oxygène peuvent modifier les équilibres. D'après le diagramme de phases Fe-Cu-O [Rag92a], il apparaît qu'une très faible concentration e n oxygène suffit à réduire effectivement la solubilité d u fer dans le cuivre et à induire la formation d'un peu d'oxyde de fer.

L E S DIAGRAMMES DE PHASES

4-1 1 Le système Fe-Mo-Cr Les systèmes binaires limitrophes : Cr-Mo, Fe-Mo Le système Cr-Mo est très simple avec une miscibilité complète entre les phases terminales. En phase solide, il y a une séparation de phases en dessous de 880 O C (fig. 4-11-1). L'intérêt du système Fe-Mo est qu'il forme les quatre principales phases intermétalliques courantes dans les aciers. En effet ce système comporte : o, R, p-(Fe7M06) et h-(Fe2hlo) (fig. 4-11-2). La structure cristallographique des phases est indiquée dans le tableau 3-4-2. Le système comparable Fe-W calculé comporte seulement deux des phases, p-(Fe7W6) et h-(Fe2W) (fig. 4-1 1-3). Il existe plusieurs versions du diagramme expérimental. La controverse porte sur le domaine de la phase p qui, suivant Nagender et coll. [Nag9l], se décompose vers 1200 O C en a-Fe et 6-(FeW) et sur l'existence de la phase X. Les divergences ne sont pas surprenantes si l'on considère la très longue durée nécessaire pour former certaines phases dans les alliages industriels et en particulier la phase 1.La similitude entre les deux systèmes se traduit par l'extension des domaines de phases p et h dans le domaine ternaire commun Fe-W-Mo.

Le système Fe-Mo-Cr Dans le cadre de l'application aux aciers, le système Fe-Mo-Cr permet de comprendre le rôle puissant du molybdène comme stabilisateur de la phase o. Elle est présente dans les sections isothermes à 1500 et 1600 O C (fig. 4-11-4), et à 1000 et 800 O C (fig. 4-11-5). Le domaine de la phase o s'étend à une large gamme de compositions et surtout jusqu'aux très hautes températures. La phase o est stabilisée par les éléments de type A (V, W, Nb, Ta, Si et Mo) dont beaucoup sont des éléments d'alliage des aciers. La plupart de ces éléments sont aussi alphagènes mais ce n'est pas vrai pour tous les éléments sigrnagènes.

Figure 4-11-1 : Système Cr-Mo, diagramme de phases caiculé d'après [Ver1871.

1 (Cr)+ (Mo)

Cr

O

O

IO

20

30

Mo 40 pds% 50 60

70

80

90

'

LA MICROSTRUCTURE DES ACIERS ET DES FONTES Figure 4-11-2 : Système Fe-Mo, diagramme de phases calculé. L'encart est un agrandissement de la zone indiquée par la loupe afin de distinguer le minimum et la réactionpéritectique.

Figure 4-11-3 : Système Fe- K diagramme de phases calculé.

Plusieurs sections isothermes, la projection du liquidm ainsi qu'une isoplète correspondante sont présentées dans la zone de température des éqiulibres liquide/solide. L'objectif est ici d'une part de donner un exemple d'interprétation des lignes monovariantes par la disposition des conodes dans les sections isothermes, d'autre part d'illustrer la lecture d'un isoplète un peu compliquée grâce au complément des sections isothermes. Les sections isothermes à 800 et à 1000 OC de la figure 4-1 1-5 comportent les phases intermétalliques présentes dans le système Fe-Cr et révèlent une phase supplémentaire x purement ternaire. Il faut remarquer que la phase A-(Fe2Mo) a une stœchiométrie stricte. Par contre, les phases X, R et o occupent de larges domaines sans stœchiométrie définie.

L E S DIAGRAMMES DE PHASES

Figure 4-11-4 : Système Fe-Mo- Cr. Equilibres de phases comportant une phase liquide: sections isothermes calculées à l6OO et 1500 OC. Les domaines monophasés sont colorés en gris. Les triangles de conodes délimitent les domaines triphasés respectivement 1 et 2 entre R-o-liquide, 3 entre o-a-liquide, les autres domaines en blanc sont diphasés. A) section à 1600 OC. B) section à 1500 OC.

C) Projection du liquidus avec les lignes monovariantes qui séparent les domaines o , a et R. Suivant la convention classique, les segments des lignes où les équilibres sont de nature péritectique sont indiqués par un double flèche et ceux de nature eutectiquepar une simpleflèche. La discrimination est faite d'après la conJiguration du triangle de conodes par rapport à la tangente à la ligne monovariante (voir figure 4-8-1).

D) Isoplète pour une teneur de 15 % de chrome.

h MICROSTRUCTURE DES ACIERS ET DES FONTES Figure 4-11-5 : Système Fe-Mo-Cc sections isothermes calculées à 1O00 OC et 800 OC. Les domaines monophasés colorés en gris sont ceux des phases intermétalliques.

La phase R n'est plus présente à 800 OC. La phase de Laves h est représentée par une droite parce que la modélisation ne prévoit pas de domaine de solubilité au delà de la stœchiométrie B2A (voir $3-4). En pointillés, quelques conodes entre o et a.

Une isoplète est tracée pour un alliage Fe-26Cr-5Ni en fonction de la teneur en molybdène (fig. 4-1 1-6). La proportion choisie pour le nickel et le chrome est proche de celle des aciers duplex avec la restriction que, dans ces derniers, l'azote fortement gammagène décale les domaines de phases. Une plus forte proportion de molybdène est alors acceptable sans risque de former des phases intermétalliques.

Confrontation entre les résultats calculés et les résultats expérimentaux Les systèmes Fe-Mo-Cr et Fe-Mo-Cr-Ni permettent d'illustrer la comparaison entre les diagrammes calculés et les résultats expérimentaux. Le diagramme Fe-Mo-Cr a été calculé

L E S DIAGRAMMES D E PHASES

Figure 4-11-6 : Système Fe-Cr-Ni-Mo, isoplète calculée. Une réaction invariante entre cinq phases voit la disparition de la phase x en dessous de 725 OC avec la réaction : y + o + ~f) a+y+o+Laves le tableau ci-dessous indique la composition des phases de cet équilibre : a

71,7Fe-21,6Cr-3,3Ni-3,3Mo

Y

73,7Fe-15,5Cr-8,5Ni-2,2Mo

X

54,9Fe-25,7Cr-ONi-19,4Mo

CY

5 1,3Fe-38,2Cr-3Ni-7,4Mo

Laves

40Fe-13,4Cr-ONi-46,6Mo

1600

1400

l2O0

à partir des systèmes binaires pour lesquels les données expérimentales sont assez abondantes. Par contre, système ternaire a été peu étudié. Il existe un tracé expérimental de la nappe Ziqzridus, datant de 1957 [Tak57], qui est bien différent du tracé calculé car il comporte une phase supplémentaire avec un eutectique ternaire entre X,R et o, à 1345 OC, soit une température plus basse de 150 OC que la température de hquidus calculée correspondante. Est-ce qu7ilfaut pour autant mettre en cause l'expérimentation ? ou le calcul ? La discussion qui suit éclaire les sujets à controverse.

Critique des résultats expérimentaux Dans le cas précis du système Cr-Mo-Fe, la mesure de température par analyse thermique simple peut être considérée comme peu sensible. Mais surtout, il est bien connu que la solidification des phases intermétalliques se fait avec une forte surfusion et que certaines phases peuvent être remplacées par d'autres dont la germination est plus facile. Une structure eutectique métastable est alors possible, que les auteurs du tracé expérimental ont pu effectivement observer. La formation de phases métastables est courante et ces dernières peuvent supporter une longue durée du maintien en température. Inversement certaines phases, supposées stables, apparaissent après des &ers d'heures de maintien, sans commune mesure avec les durées habituellement utilisées en laboratoire. De telles observations ont été faites sur des aciers pour centrales thermiques (g 20-1) et remettent en cause ce que l'on considère comme un état d'équilibre. Pour ce système, une deuxième raison possible d'erreur est un risque de confusion sur l'interprétation de la microstructure, en l'occurrence l'assimilation d'une microstructure résultant d'une transformation en phase solide perlitique à une morphologie eutectique. La phase o formée en phase solide peut être observée sous plusieurs morphologies, soit en

82

LA MICROSTRUC~UREDES ACIERS ET DES FONTES

plaquettes à l'aspect d'aiguilles sur la coupe métallographique, soit sous forme de cellules perlitiques lamellaires. Ces dernières ont une structure grossière, semblable à celle d'un eutectique, quand elles sont formées à haute température (voir figure 19-8-3).

Critique concernant le calcul Le système Fe-Mo-Cr a une représentation calculée crédible mais il est probable que cette dernière subira encore des modifications à cause de la présence de nombreuses phases intermétalliques particulièrement difficiles à représenter. La répartition dans la maille cristallographique des éléments de type A et ceux de type B des éléments de transition est décrite en attribuant des sites dans des sous-réseaux (indiqués entre parenthèses ci-après). La modélisation peut prendre en compte trois, quatre ou cinq sous-réseaux en fonction de la précision souhaitée pour la description. Une description très fine n'est pas toujours nécessaire, d'autant plus qu'elle alourdit les calculs. Quelques exemples mentionnés d'après [Ans971 illustrent la complexité du problème : La phase h-Fe2Mo (B2A) est une phase intemétallique de type de Laves qui a une stœchiométrie très stricte dans le système binaire, d'où une simple ligne sur le diagramme. La stoechiométrie est plus compliquée dans les systèmes ternaires. Elle est le plus souvent prise en compte par une formule du type (A, B)2(A, B). Différents modèles peuvent être adoptés, en particulier suivant que la phase de Laves est du type C14, Cl5 ou C36. La phase p-Fe7M06 (B7A6)peut être décrite par la formule (A, B)1(A),(A),(A, B), simplifiée à (B)7(A)2(A,B)4 dans le cas du système Fe-Mo-Cr. La phase o est représentée géométriquement par un domaine qui s'étale tous azimuts (fig. 4-11-5), prouvant ainsi que les éléments substitutifs ne sont pas cantonnés dans deux sous-réseaux spécifiques et sélectifs. Elle est décrite par la formule (A, B)16(A)4(A,B)10 simplifiée en (A, B) 16(A)4(B)10. La phase x comportant 58 atomes par maille est la plus compliquée au point de vue cristallographique. Le nombre de tentatives de modélisation qui la prennent en compte est encore limité car elle est moins souvent présente dans les systèmes courants que la phase o. Une formule adoptée est (B)24(A)10(A, En pratique, il faut accepter quelques simplifications pour modéliser le système quaternaire Fe-Mo-Cr-Ni représentatif des équilibres de phases dans les aciers duplex (fig. 4-11-6). La composition calculée pour certains composés prévoit une teneur en nickel nulle. Or les données expérimentales sur ces phases montrent la présence de nickel à faible teneur, de l'ordre de 4 à 5 % dans la phase x et de 4 à 6 O/o dans la phase de Laves pour des aciers types 316 et 317" [Pec77]. La conséquence est une imprécision dans les limites de phases dont il faut tenir compte. Un autre exemple de confrontation calculs/expériences pour un acier duplex montre un écart de plus de 100 OC sur la température d'apparition de la phase o [NilOO].

L E S DIAGRAMMES DE PHASES

4-12

Le système Fe-C-V

Les systèmes binaires limitrophes Fe-V et V-C Le système Fe-V ressemble au système Fe-Cr. Il y a une miscibilité complète entre les phases terminales à haute température. Côté fer, le domaine biphasé de la boucle y est très h t é , inférieur à 2O/' de vanadium. Il forme en phase solide, en dessous de 1219 OC, une phase FeV de type o (voir compilation Pag841). ' Le système V-C forme deux carbures VC et V2C. Le carbure VC est toujours sous-stoechiométrique. A haute température, la stœchiométrie des carbures en équilibre avec l'austénite est V4C3. Cette phase se transforme à plus basse température avec formation de deux composés ordonnés suivant la composition V8C7 ou V6C5 (fig. 4-12-1). C'est le sous-réseau du carbone qui perd son arrangement cubique. Le carbure V6C5 a pu être indexé par rapport à des mailles monoclinique ou orthorhombique [Bil72], [Kes88b]. En fait, la composition V4C3, souvent citée, n'est pas celle que 1,011 retrouve dans les constituants eutectiques des aciers ou des fontes mais plutôt V6C5, OU V8C7 seulement pour les compositions hyper-eutectiques.

Le système Fe-V-C

Figure 4-12-1 : Portion du diagramme de phases V-C d'après [Bi1721.

Les phases du système ternaire sont celles des systèmes binaires, avec la possibilité d'une phase q-Fe3V3C. La présence des carbures q et V2C est limitée à la partie du diagramme pour lequel la proportion atomique de vanadium est supérieure à celle du carbone. La section Fe-VC a été beaucoup étudiée et présentée comme une section quasibinaire sur la figure 4-12-2 A). Elle ne l'est pas vraiment car la ligne monovariante UE ne présente pas de minimum ou maximum correspondant à l'eutectique quasibinaire. De plus, la ligne monovariante 6/y traverse la section. En phase solide, les conodes C X - V Csont ~-~ effectivement proches du plan quasibinaire. Le système comporte un eutectique ternaire Fq/M3C/MC (fig. 4-12-2 B). Une section intéressante au point de vue des aciers est l'isoplète tracée pour une faible teneur de 0,5 % en vanadium (fig. 4-12-2 C). Elle révèle la présence de carbures VC dans une grande partie du domaine de l'austénite et de la ferrite. Cela signifie qu'une précipitation secondaire envahit ces domaines. Le tracé d'autres isoplètes, pour des teneurs en vanadium plus grandes, montre que le domaine de l'austénite avec carbures est étendu vers des températures encore plus élevées. La conséquence pratique est la difficulté à redissoudre les carbures avec des traitements thermiques d'austénitisation classiques.

MICROSTRUCTURE DES ACIERS ET DES FONTES

Figure 4-12-2 : Système Fe- V-C. A) Section quasi binaire citée par [Rag84]. La température eutectique est donnée à l350f 20 OC. B) Projection du liquidus d'après [Kes88a]. La ligne en pointillés est la trace de la section quasi-binaire. La composition eutectique de la section Eqb de la projection A est indiquéepar la loupe. C) isoplète tracéepour une teneur de 0,5 % K En traits pointillés le diagramme Fe-C. En grisé le domaine dans lequel apparaît le carbure de vanadium

Autres systèmes Fe-C-X (X élément des groupes IV ou V) Les systèmes ternaires Fe-C-X avec les éléments des groupes IV (Ti, Zr, Hf) et V (V, Nb, Ta) ont de nombreuses similitudes. Ils forment des carbures de stœchiométrie M2C et MC cubique. Le carbure de niobium adopte également à haute température une stœchiométrie NbsC7 comme V8C7. Ils forment tous un eutectique quasi-binaire y/MC avec Fe, Co, Ni. Dix-huit sections Fe-MC sont schématisées dans la compilation de Hollek ; elles sont sirnilaires à Fe-VC (fig. 4-12-2 A). Dans l'espace ternaire, l'eutectique Fey/M3C/MC est connu avec le titane, le tantale, le niobium (p<es88a], Kes87). L'activité du carbone dans l'austénite et dans la ferrite est très fortement réduite en présence des métaux des groupes IV et V, ce qui se traduit par des produits de solubilité faibles en dessous de 900 OC environ et extrêmement faibles à basse température. Parmi les carbures MC du groupe V, le carbure de vanadium est celui qui a les caractéristiques les moins marquées ;par exemple, c'est le carbure le moins réfractaire avec un point de fusion autour de 2500/2600 OC, à comparer avec l'autre extrême T a c à 4 000 OC. Il a aussi le produit de solubilité le plus élevé, la différence est de plusieurs ordres de grandeur. Cela veut dire que l'austénite admettra davantage de carbone en présence de vanadium.

85

LESDIAGRAMMES DE PHASES

Ce point est important au regard des applications car une austénite trop pauvre en carbone est inapte à former de la martensite. Cette capacité à former des carbures, et aussi des nitrures, des carbonitrures, est mise à profit pour durcir les aciers microahés ($ 17-2). Les carbures et les nitrures de type MC sont miscibles entre eux totalement à haute température donnant des carbures mixtes ou des carbonitrures qui se décomposent dans la gamme de température de 1200 OC environ. Un exemple est présenté pour le système VC-Tac (fig. 4-12-3). Le diagramme VC-NbC est pratiquement identique [Ho184]. La décomposition en deux carbures s'effectue très lentement à basse température vers 600 OC par exemple (voir $ 20-1) [TnoO11.

4-1 3 Les carbures mixtes

4000

-

+.-,.. , .,

liq.

a *

3000-

f

-+

.O

+

,.",-+*

2000,

I000

Figure 4-12-3 : Section pseudo-binaire VC-Tac d après [Ho1841

Optimisation Les diagrammes de phases des systèmes quaternaires, quinaires sont peu connus dans le détail et de ce fait les calculs manquent de bases expérimentales. Dans l'objectif d'optimiser de nouvelles nuances, le choix d'éléments d'alliage est fondé sur leurs effets reconnus tels que alphagène, gammagène, carburigène principalement. Il faut prévoir si un nouvel élément est susceptible de s'intégrer ou non dans un carbure ou dans une autre phase déjà présente dans l'acier en question. Un début de réponse est fourni par les structures cristallographiques. Les similitudes de structure se traduisent souvent par une plus ou moins grande solubilité réciproque. Si un élément Y n'est pas soluble dans un carbure CX dans le système C-X-Y, il y a peu de chances qu'il le soit dans un système avec davantage d'éléments. Les systèmes ne comportant pas le fer mettent en lumière des interactions souvent transposables (avec prudence !) aux bases fer. A cet effet, la large compilation des diagrammes de phases de systèmes ternaires et binaires à base de carbone et d'azote publié par Holleck constitue un document fort utile Eo1841. Quelques exemples suivent concernant des diagrammes établis pour des températures données. Lorsque les équhbres se conservent à plus basse température, les domaines de solubilité des phases ont tendance à diminuer mais jamais à s'élargir.

Les carbures M7C3 et Les métaux de transition en tête des deux groupes VI (Cr, Mo et W) et VI1 (Mn) forment deux carbures similaires Cr23C6/Mn23C6et Cr7C3/Mn7C3.Ces carbures sont des phases primaires de solidification dans les systèmes Cr-C et Mn-C. Leurs nappes Ziqztidn~ont un large domaine de composition dans les systèmes ternaires correspondants Fe-Cr-C ou Fe-Mn-C. La stabilité de M7C3 diminue avec la température au profit de M23C6.Les deux carbures admettent une large proportion de fer en substitution, comme le montrent les sections isothermes à 600 OC de Fe-Cr-C et de Fe-Mn-C figures 4-13-1 et 4-13-2 A et B.

86

LA MICROSTRUCTURE DES ACIERS ET DES FONTES Figure 4-13-1 : Système Fe-Mn-C, section isotherme à 600 OC. La section est calculée dans le cas de l'équilibre stable avec le graphite. Dans le cas du système métastable, le domaine de la cémentite s'étend jusqu 'au binaire Fe-C. Le manganèse apparaît comme élément stabilisateur de la cémentite.

Ils admettent aussi une large proportion de cobalt et une faible proportion de nickel, de niobium, de vanadium, de molybdène et de tungstène. Dans les systèmes Cr-Mo-C et Cr-W-C le domaine de substitution dans M23C6est plus étendu que dans M7C3à la différence du cas du fer (figures 4-13-2 A, B et C) [Cha72]. Dans le carbure Cr23C6seuls huit atomes de chrome (sur 92) peuvent être remplacés par des atomes de tungstène ou de molybdène [Hab66].

Les carbures M2C et MC Les métaux lourds W et Mo du groupe VI (Cr, Mo et W) forment des carbures de type M2C et MC (de structure hexagonale à nepas confondre avec les carbzlres MC c~biques).Les carbures MoC et WC ont un domaine de solubilité complet de l'un à l'autre. Ils ont une stoechiométrie stricte (Mo, W)C et n'admettent pratiquement aucun autre élément en substitution. Les carbures Mo2C et W2C sont aussi complètement solubles entre eux. Pour chacun le domaine de solubilité du carbone autour de la composition nominale est étroit, de 2 à 3 %. La solubilité du chrome est très étendue (fig. 4-13-2 C) ; les solubilités du titane, du tantale, du vanadium et du niobium sont plus limitées et celles du fer, du cobalt et du nickel sont nulles.

Les carbures q Ce sont deux carbures ternaires respectivement de type W3Fe3C et W6Fe6C dans lesquels le fer peut être substitué par un autre métal de transition et le tungstène par un autre élément lourd, soit une formule (Mo,W,Nb,Ta),(Mn,Fe,Co,Ni),Cavec x = 3 ou 6. Le diagramme présenté pour le système Fe-W-C (fig. 4-13-2 D) est une version d'origine expérimentale dans laquelle les deux carbures q sont distincts lJ?o170]. Savoir s'il s'agit de deux carbures distincts ou d'un seul avec un large domaine de solubilité est encore un sujet de controverse. Les diagrammes calculés ne prennent en compte qu'un seul carbure.

Les carbures de fer Parmi les métaux du groupe VI11 (Fe, Co et Ni), seul le fer forme un carbure de type M3C stable dans les conditions habituelles en métallurgie. Certains carbures de fer sont isomorphes de ceux des premiers éléments du groupe VI (Cr) et du groupe VI1 (Mn). Cependant

L E S DUGRAMMES DE PHASES

Figure 4-13-2 : A) Système Fe-Cr-C (graphite), section isotherme à 600 OC calculée dans le cas du système stable avec le graphite.

B) Système Fe-Cr-C (cémentite), section isotherme à 600 OC calculée dans le cas du système métastable ; le domaine de la cémentite s'étend jusquau binaire Fe-C.

C) Système Cr-Mo-C, s e c t i o n i s o t h e r m e à 1 3 0 0 OC d'après le tracé expérimental [Cha 721.

D) Système Fe- W-C, section isotherme à IO00 OC, tracé expérimental d'après [PoE70].

LA MICROSTRUCTURE DES ACIERS E T DES FONTES Figure 4-13-3 : Système Cr-N-C, partie riche en chrome du diagramme de phases.

Fe7C3 est métastable. Les possibilités de substitution du fer dans la cémentite sont bien définies. Le manganèse est très soluble (fig. 4-13-1). Le chrome est également relativement soluble, mais une forte proportion induit la formation des carbures spécifiques du chrome (Fe,Cr),C3 et (Fe,Cr)23Cb. Par contre, le silicium et le nickel ne sont pas admis dans M3C ou peut-être en très faible proportion. Ce fait est invoqué à propos du ralentissement de la transformation perlitique (voir g 10-3). Le molybdène et le tungstène sont admis dans M3C jusqu7à des teneurs de l'ordre de 5 %. Lorsque la teneur est plus forte, il s'agit d'un carbure de stœchiométrie Fe2(Mo,W)C dont la structure cristallographique est très proche de celle de la cémentite avec laquelle il peut être confondu. Ce carbure 6 est appelé aussi cémentite du molybdène.

Les carbo-nitrures et carbo-borures De nombreux nitrures sont rencontrés dans les aciers : VN, AIN, TiN, BN, Cr2N et des nitrures de fer lors de la nitruration. VN est miscible avec les nitrures des éléments du groupe IV (Ti, Zr, Hf). Cr2N admet une teneur importante de molybdène. L'azote a une solubilité très faible dans les carbures M7C3,M23C6,M6C (fig. 4-13-3). E n définitive, les deux seuls carbures susceptibles de devenir des carbonitrures sont MC (type VC) et M2C (type Mo2C). Les diagrammes de phases des systèmes complexes à base fer correspondants aux aciers ne sont pas toujours disponibles mais les systèmes contenant N, B et C et les éléments métalliques servent encore de guide [Ho184], [Rog98]. Enfin, le carbure M23C6est connu pour être susceptible de devenir un carbo-borure.

Genèse de la microstructure de solidification La plupart des métaux et alliages sont élaborés à l'état liquide. Ils prennent leur forme de matériaux par une transformation : la solidification. Celle-ci laisse des traces identifiées sous forme d'une microstructure de solidification, laquelle comporte des défauts que l'opérateur doit contrôler. Par ailleurs, la microstructure est un traceur. E n effet, l'examen des défauts permet d'identifier les mécanismes qui leur ont donné naissance, remontant ainsi aux conditions dans lesquelles la solidification s'est opérée.

5-1 Partition du soluté lors de la transformation du liquide en solide : point de vue phénoménologique L'état d'équilibre distinct des effets cinétiques Lors de la cristallisation d'un liquide comportant plusieurs constituants différents, le cristal n'a généralement pas la même composition que le liquide. Ainsi la glace qui cristallise à partir d'eau salée est moins riche en sel. Pendant la cristallisation,la composition du solide formé n'est pas constante. Des gradients se forment. Plus généralement, la concentration se trouve répartie dans le matériau en fonction du déroulement de la solidification. Bien entendu, la concentration moyenne reste celle du liquide initial. Par souci de simplicité, les raisonnements sont présentés ici dans le cas d'un système à deux constituants nommés solvant et solfité. Ils sont généralisables aux systèmes à plusieurs constituants. La démarche comporte deux étapes : d'abord déterminer l'équilibre correspondant à l'état globalement imposé au système, ensuite analyser les effets cinétiques, diffusion ou autres phénomènes transitoires.

Solidification réversible, règle du levier La solidification est supposée réversible. Ce concept implique plusieurs hypothèses : les deux phases sont à la même température chaque phase a une composition unique, XJ pour le solide et XL pour le liquide les deux phases sont en équilibre à l'interface.

MICROSTRUCTURE DES ACIERS E T DES FONTES

Figure 5-1-5 : Diagramme de phases Cr-Ni calculé. Les données chiffrées sont les limites de solubilité à la température eutectique et la conode à 1700 OC qui sert à calculer le coefficient de partage et la pente du liquidus. x, = 18,8 % Xs= 7,8 % à 1700 OC XL= 18,s % à 1700 OC k = 7,8/18,8 = 0,4 k O). L'excès ou le manque s'étale sur une zone appelée couche de diffusion dont l'épaisseur peut être asslrnilée à 6 = DL/ l Z

5-3 L'interface en croissance Stabilité de l'interface plane Une première approche consiste à considérer la stabilité de la couche limite (fig. 5-3-1). Pour chaque valeur C'(si) il existe une température de liquidus et une seule Teq(i.$, ce qui permet de tracer la courbe transformée Teq(d.Il convient de comparer Teq(dà la température effective imposée par le four T(d notée gradient thermique. Dans le cas représenté figure 5-3-1, la frange liquide au voisinage immédiat du front a une température effective qui est inférieure à sa température d'équilibre. C'est la surfusion constitutionnelle :

AT =

- '(?)

(5-3-2)

La surfusion dans cette frange disparaît dans le cas limite où la courbe T(d (gradient thermique dans le four) devient tangente à Teqiz' Cette condition est formulée par le critère de

h MICROSTRUCTURE DES ACIERS ET DES FONTES Figure 5-3-5 :

Evolution de laforme dufiont solide-liquide en fonction des conditions relatives à G et V : fiont plan : V I VpC

cellules :

V > VpC

dendrites : V » VpC

surfusion constitutionnelle vil531 (relation 5-3-3). L'indice supérieur I signifie qu'il s'agit des valeurs d'équilibre à l'interface.

En supposant pour simplifier le gradient G fixé, il vient une valeur critique de la vitesse notée VPC pour la transitionplan/ cellules :

Lorsqu'il n'y a pas de surfusion constitutionnelle, l'interface est plane. Elle épouse une isotherme voisine de l'isotherme du hquidus, l'écart étant la surfusion de croissance donné par la relation 5-1-4. En avant de l'interface, la température dépasse celle de l'équilibre liquide/solide, donc la solidification y est thermodynamiquement impossible. La concentration du solide formé est uniforme dans tous les plans ou surfaces parallèles à l'interface. Lorsqu'il y a surfusion constitutionnelle, le front plan n'est plus stable. L'expérience montre que sa forme évolue : il se forme un système de dépressions, puis des sillons liquides qui cloisonnent des protubérances, dites cellules de solidification. Pour des surfusions plus fortes, les cellules se transforment en dendrites caractérisées par la présence de branches latérales dites secondaires et même quelquefois de branches tertiaires comme le montre le schéma 5-3-5.

Conséquences de la morphologie cellulaire ou dendritique Lors de la transformation du liquide en solide, la propagation du front laisse dans le matériau des traces nommées microstructures de solidzfication, différentes suivant que le front est plan, cellulaire ou dendritique.

Figure 5-3-6 : A) Schéma illustrant la croissance de cellules avec le rejet de soluté dans le sillon intercellulaire. B) Profil de concentration le long de diamètres transversaux avec Xp concentration à la pointe et Xe,, la concentration maximale dans les sillons où se forme un eutectique.

frontplan : la solidification s'opère à une seule température, donc la concentration est uniforme dans tous les plans parallèles à l'interface. Si la croissance n'est pas permanente la composition varie dans la dü-ection de la croissance, par exemple suivant la loi S-G. C'est la ségrégation classique. front nonplan, cellulaire ou dendm'tique : une simplification usuelle consiste à considérer un front comme un ensemble de protubérances adjacentes schématiquement assimilables à un ensemble de dendrites ou de cellules dessinées figure 5-3-6 A. Considérons une tranche perpendiculaire aux axes des protubérances (et à la vitesse), f ~ e par rapport au matériau. Le mouvement du four déplace le champ de température, la température uniforme de la tranche s'abaisse. La première zone qui est solidifiée pendant la progression du front est la pointe, pointe de la dendrite ou de la cellule, dont la composition est Xp Lorsque le front avance dans cette tranche, la proportion de solide augmente autour de chaque pointe jusqu'à ce que la tranche soit entièrement solidifiée. La zone entre les protubérances est appelée sillon interdendritique ou intercellulaire. Pour simplifier, Brody et Flemings ont supposé que le liquide de cette tranche est confiné, qu'il n'a pas d'échanges avec les autres tranches et qu'il est homogène [Bro66], pow66]. Les échanges de soluté se font seulement perpendiculairement au sens de déplacement du front de solidification. Dans ces conditions, la loi S-G s'applique dans les conditions transversales à la croissance. Il suffit d'établir une relation entre la fraction solidifiée et la géométrie locale des protubérances (voir plus loin $ 6-3). Il en résulte une modulation de concentration dans les dimensions transversales à la vitesse qui est tracée sur la figure 5-3-6 B. Si le coefficient de partage A est inférieur à l'unité, la concentration est minimale pour X = Xp sur l'axe des protubérances. Elle augmente avec la distance à l'axe jusqu'à la limite de solubilité. Au delà, un constituant biphasé se forme, par exemple une plage eutectique (comme dans le cas présenté figures 5-1-7 et 5-3-6). Si A est supérieur à l'unité, la concentration décroît de X = Xp jusqu'à O (solvant pur). Dans tous les cas, il en résulte une modulation de composition dans les dimensions transversales au mouvement global du front de solidification. Cette modulation a une périodicité qui reflète la périodicité A.. des dendrites. Elle est typique de la micro-s&r&ation dendm'tique.

96

LA MICROSTRUCTURE DES ACIERS ET DES FONTES

Compétition de croissance entre front plan, cellules, dendrites et entre phases stables et métastables Les phénomènes cinétiques associés à la croissance du front solide/liquide ont reçu une formulation théorique exploitable au moins dans trois cas simples F.ur981 : le front plan déformé par des protubérances périodiques analysées en termes de perturbations du front susceptibles de le déstabiliser (école Mullins, Sekerka) ; la croissance des pointes de protubérances isolées (école Kurz, Glicksman, Trivedi) ; le faisceau périodique de protubérances considéré comme un ensemble en croissance (Hunt) Le moteur de la transformation est la surfusion AT=Tq-T, différence entre la température du liquidas de l'alliage et la température locale de l'interface. Cette surfusion est considérée comme résultant de quatre contributions [Kur98]: AT = AT, -t AT, + AT, + ATk

(5-3-7)

AT,, surfusion thermique résultant du gradient de température noté G, AT,, surfusion chimique résultant du gradient de concentration Gc (relation 5-2-2), AT,, surfusion due à la courbure de l'interface qui change l'état d'équilibre local,. ATk, surfusion cinétique, due à la fixation des atomes à l'interface, souvent considérée comme négligeable. Les termes formant AT sont en fait couplés. Par exemple, la distribution du soluté rejeté influence le rayon à la pointe de la dendrite, et réciproquement le rayon influence le champ de diffusion. Pour un alliage donné, si la croissance s'effectue à l'état permanent avec un front plan, la surfusion est ATo. Dans les conditions réelles, la surfusion est fonction de G et I ZPour simplifier, considérons la comme fonction de V seul, en fixant G, comme dans le cas des solidifications dirigées. L'analyse en perturbations, de même que le modèle en faisceau, montrent que la croissance à front plan est limitée à l'extérieur de deux vitesses critiques : soit V < VpCtransition à basse vitesse ; soit VAC < V transition à grande vitesse. Vpc est la vitesse critique du critère de surfusion constitutionnelle (relation 5-3-3). Un gradient de température effectif positif stabilise la croissance en front plan. VAc est la vitesse absolue chimique, elle fait intervenk l'énergie de l'interface, par mètre Gibbs-Tbompson.

para-

r v a u t environ IO-^ m.K pour la plupart des liquides en équilibre avec leur solide. L'interprétation est que lorsque V augmente, la périodicité des protubérances diminue. La distance sur laquelle la diffusion fait ressentir son effet devient très petite. La limite apparaît lorsque la périodicité devient trop fine pour engendrer des effets de ségrégation significatifs.

Figure 5-3-9 : Croissance en régime permanent d'un alliage pour dzflérentes vitesses V dans un gradient thermique de 5 "C/cm. La courbe en traits pleins représente les espacements des branches primaires Ap. La courbe en pointillés la surfusion globale AT Il y a une discontinuité au passage de laferrite à l'austénite fond gris). Les morphologies correspondant à à chaque régime sont indiquées. Pour situer la fourchette de vitesses de la courbe, les loupes indiquent respectivement la vitesse de croissance de monocristaux VMet la vitesse de tirage en coulée continue d'acier Vcc Le tracé est une application du programme "ALLOY" Université d'Oxford U.K. [Hun97a].

Les résultats sont exploités sous forme de diagrammes représentant AT fonction de V et, suivant les modèles, A fonction de V ou R fonction de I/; A étant la périodicité du réseau et R le rayon de la pointe de la dendrite [Tri94]. Des observations in-szh sur des alliages transparents ont permis de montrer le mode d'évolution des protubérances en branches et la relation entre les espacements secondaires et le rayon à la pointe de la dendrite [Esa85]. Un exemple est présenté à partir de l'approche de Hunt wun961. Un code numérique issu de cette approche permet de calculer la surfusion globale en fonction des conditions de gradient thermique G, de la vitesse de front de solidification V avec le choix de trois modes de refroidissement. Les résultats ont été calculés pour un alliage fer-carbone à 1'5 Nat. de carbone (0'33 % pds) proche de la transformation péritectique (fig. 5-3-9). Cette composition a été choisie car elle offre la possibilité d'une compétition entre l'austéla phase qui se forme, consinite et la ferrite. Pour chaque couple de conditions G et dérée commephase stable, est celle dont la température d'interface TI est la plus élevée :

TI

=

T$

-

AT Pb avecph = austénite y ou ferrite 6.

(5-3-10)

A cause de cette condition, il y a changement de phase primaire entre l'austénite et la ferrite pour la composition de l'exemple présenté. Le diagramme de phases prévoit la

LA MICROSTRUCTUREDES ACIERS ET DES FONTES

98

température de liquidas de 1512 OC pour la ferrite et par extrapolation 1506 OC pour l'austénite. La composition du solide formé localement est celle de l'équilibre à T = TI.Dans le cas de la croissance à front plan, la surfusion est égale à ATo et la composition est égale à la composition initiale (voir diagramme de phases figure 5-1-5). Le calcul montre que le front plan est prédit pour des vitesses totalement irréalisables pour l'exemple présenté où le gradient choisi est faible et la teneur en soluté relativement forte. L'adoption de valeurs plus grandes pour G aurait décalé les courbes vers la droite. Dans le cas des régimes de croissance intermédiaires, les protubérances du front sont à la température TI. La pointe des protubérances, cellules ou dendrites a la composition d'équilibre correspondant à cette température, d'autant plus éloignée de la composition initiale que la surfusion est plus forte. Le long du sillon entre les protubérances, la composition et la température locale sont modulées périodiquement jusqu'aux valeurs de croissance eutectique. De même que la surfusion passe par un minimum pour des vitesses de croissance intermédiaires, la composition à la pointe de la dendrite passe par un maximum, c'est la valeur laplasproche de la conode du diagramme de phases. Le front de solidification progresse en balayant en avant une couche enrichie en soluté dont l'épaisseur 6 diminue avec la vitesse. Le fait que 6 soit plus grand ou plus petit que le demi-espacement dendritique influe sur la morphologie et permet de délimiter la transition cellules/dendrites, dendrites arrondies/dendrites pointues. Le calcul prévoit deux régimes de croissance dendritiques : un régime de dendrites à espacement régulier pour lequel les dendrites se stabilisent à un espacement donné par interaction entre elles, et un régime dans lequel les conditions n'autorisent plus une interaction stabilisante [Wan97b]. Dans cette gamme de compositions proches d'une transformation péritectique, le système est très sensible aux conditions de solidification. U n exemple de composition critique, où la cinétique de croissance peut favoriser une phase plutôt qu'une autre, est celui des aciers inoxydables 18/10 représentés sur le diagramme Fe-Ni-Cr à proximité de la ligne monovariante Liq./a/y. II a été étudié expérimentalement par solidification unidirectionnelle et par ATD ; dans ce dernier cas, les thermogrammes enregistrés à la montée ou à la descente en température mettent bien en évidence la présence de surfusion [Bob88], [Fre72]. La phase primaire peut basculer de l'austénite à la ferrite e n fonction de la vitesse de refroidissement. C'est l'austénite qui est susceptible de présenter de fortes surfusion de solidification.

Espacement des dendrites primaires Le modèle en faisceau confirme une loi de variation formulée antérieurement en fonction de G, V et d'une constante qui regroupe les données thermodynamiques du système à la température considérée jHun77l :

Les raisonnements précédents supposent que G et V sont contrôlés et que le régime est permanent. C'est le cas des expériences de solidification dirigée. Les conditions techniques de solidification d'un acier, soit en lingot, soit en coulée continue, sont telles que G et V

changent localement. De plus, la comparaison ne peut s'établir que pour la zone de cristallisation colonnaire (voir $ 15-1). Or la croissance colonnaire concerne une faible proportion proche de la zone de peau. Même dans ce cas, l'exploitation des micrographies est délicate car la mesure de l'espacements des branches primaires doit être effectuée dans un plan parallèle au front de solidification. Cette condition est difficile à remplir lorsqu'on examine une pièce après sa solidification complète. En conséquence, la mesure de l'espacement primaire est rarement exploité. Les vitesses élevées correspondant à la partie droite du diagramme de la figure 5-3-9 sont atteintes seulement dans des cas exceptionnels, soit lors de la solidification de produits très minces (gouttelettes ou rubans dont la taille est de l'ordre de 10 à 100 Pm, soit dans le cas de refusion par faisceau d'énergie (faisceau laser, ou bombardement d'électrons). Dans tous les cas, G et V varient localement. G peut prendre des valeurs très grandes. Dans les zones solidifiées le plus rapidement, la microstructure est très fine avec un espacement de quelques micromètres et s'apparente à une structure de cellules régulières à cause de l'absence de branches secondaires bien formées.

5-4

Evolution de la microstructure dendritique

Maturation des dendrites Les branches secondaires des dendrites naissent et se développent par la formation de protubérances à partir de la pointe de l'axe primaire (fig. 5-4-1). De même, des branches dites tertiaires peuvent se former à partir des branches secondaires. La dendrite native est extrêmement ramifiée. L'interface solide/liquide a une aire très grande par unité de volume. Cette situation est une source d'instabilité parce qu'elle est coûteuse en énergie. Au cours de la solidification deux phénomènes distincts sont couplés : la fraction solide augmente au détriment du liquide ; la forme de la dendrite se reconstruit pour réduire l'aire de l'interface. Différents mécanismes opèrent et contribuent à faire évoluer la forme des branches.

Reconstruction de la géométrie à fraction solide constante Considérons une microstructure à deux phases ayant une forte aire interfaciale, des dendrites en contact avec le liquide, ou bien des grains équiaxes en suspension dans le liquide, ou encore plus généralement des particules dispersées dans une matrice. Supposons les phases homogènes et conformes au diagramme de phases en nature et composition. Pourtant le système continue à évoluer en température, l'état d'équilibre thermodynamique n'est pas atteint. Le moteur de ce changement est la diminution d'énergie d'interface. Le système tend à adopter une forme plus globulaire. L'énergie libre du système est composée de termes volumiques et de termes surfaciques. Les termes volumiques n'interviennent plus puisque les proportions et compositions des phases sont en accord avec le diagramme de phases. Seuls restent les termes surfaciques

MICROSTRUCïURE DES ACIERS E T DES FONTES

Figure 5-4-1 : Micrographie électronique en électrons secondaires de dendrites rendues apparentes dans la retassure de solidzjkation d'un lingotin d'acier. Les axes primaires sont le tronc principal de la dendrite, les branches secondaires, perpendiculaires au tronc et symétriques. Des branches tertiaires sont observables sur la droite de la micrographie. Les angles de raccordement entre les branches dépendent de la cristallographie de la phase formée. Dans les structures cubiques la direction de croissance préférentielle est [100] et l'angle 90 4 Document INPG Grenoble, Fr

dont l'ordre de grandeur est beaucoup plus faible. Le potentiel chimique de chaque soluté comporte un terme lié à la courbure locale de l'interface. Habituellement un rayon de courbure moyen est pris en compte, combinaison des deux rayons de courbure principaux RI et R2. La relation Gibbs-Thompson exprime la variation de potentiel :

énergie d'interface liquide/solide en ~ m -p~le, potentiel chimique en l'entropie de fusion par unité de volume en J ~ - ~ K - ' . <s

mole-', A 7 est

La différence de potentiel chimique au voisinage des particules induit un transport de soluté. Ce transport a lieu principalement par diffusion, il est donc activé thermiquement. Le transport se fait depuis les fortes courbures vers les faibles courbures. Si les particules sphériques sont isolées, le transport se fait depuis les plus petites particules vers les plus grosses. Dans le cas de la structure dendritique, le réarrangement intervient dès les premiers stades de l'évolution. A plus long terme, un deuxième phénomène devient visible, c'est le grossissement de la structure. Le rayon moyen augmente et suit approximativement un loi en fonction du temps t du type :

< ~ > ~ -( f ~ ( ~ = = o )K t avec K=constante

(5-4-3)

Une autre formulation est proposée prenant en compte une surface spécifique Sv qui est la surface interfaciale par unité de volume pour un système multiphase. Sv est un paramètre indépendant de la forme de l'interface et décroît de façon monotone lorsque la microstructure grossit globalement. Dans le cas d'un mécanisme diffusif, la décroissance de Sv est exprimée par [Mar961 :

Figure 5-4-5 : Micrographie électronique d'un alliage Fe-1,3 C-12,7Mo trempé en cours de solidification dirigée, effectuée avec une vitesse de tirage de 6,6 cm/h. Elle illustre les premiers stades de la maturation des dendrites : en A deux branches secondaires se soudent; en B le soudage des branches a emprisonné des gouttes de liquide. Certaines branches se dissolvent et leurs voisines comblent l'espace libre. La zone en contraste blanc correspond au liquide refroidi rapidement, c'est un constituant eutectiquefin. Document INPG Grenoble, Fr

La relation 5-4-3, qui donne l'évolution de , a une formulation s i d a i r e à la loi LSW (g 13-3). Pourtant cette dernière est adaptée à la croissance de particules très dispersées et dont la proportion volumique est faible, ce qui correspond à des conditions fort éloignées de la transformation des dendrites dans une zone pâteuse. Le seul point commun est la minimisation de l'énergie d'interface. En effet, dans le cas des dendrites, il y a une forte proportion de phase solide et une très faible distance entre les grains. De plus, la surface interfaciale dendritique présente un large éventail de courbures (positives et négatives), ce qui induit des gradients de solutés et des flux importants. Le transfert diffusif de matière obéit à des mécanismes différents de ceux invoqués pour des particules dispersées. D'après les résultats expérimentaux, l'évolution de la taille des particules, grains, précipités ou dendrites suit approximativement une loi du même type que LSW

Premier stade : évolution dendritique pendant la solidification Coalescence des branches Les dendrites ont une forme compliquée avec une grande surface dont la courbure varie en chaque point, depuis les courbures positives des branches jusqu'aux courbures négatives des cous (fig. 5-4-1). La différence de potentiel chimique entre les cous et la masse des branches induit un épaississement de ces dernières, et la dissolution des cous peut aboutir au détachement de la branche. Certaines branches se dissolvent et leurs voisines comblent l'espace libre. D'autres branches se soudent et c'est la coalescence au sens propre du terme, parjonction de dezix branches adjdcentes pour en former une seule. Corrélativement, du liquide est piégé à la base des branches (fig. 5-4-5). Rappelons que la dendrite est un monocristal, toutes les branches ont la même orientation cristalline ce qui facilite la jonction des branches adjacentes. Ce phénomène complexe de grossissement et d'évolution morphologique appelé matziration est souvent évoqué à tort sous le nom de coalescence. Dans le cas de composés à

LA MICROSTRUCTURE DES ACIERS ET DES FONTES Figure 5-4-6 : Micrographie électronique illustrant la morphologie d'une dendrite de carbure NbC primaire dans une matrice d'austénite. Le début de la croissance des branches latérales est nonfacettée, les petites branches sont arrondies alors que l'extrémité des plus grosses est franchement facettée (voir aussi les figures 5-613B et 7-1-3 montrant le même échantillo~). Document lNPG Grenoble, Fr

FEgrcre 5-4- 7 : Micrographie é lectronique de l'alliage Fe-2,2C-20,5Mo, composition sur le diagramme de phases figure. 6-5-1 de 1O,&-1 2Mo % at. L ëchantillon a été refroidi dans un four d3ATDà 5 'Clmin depuis l'état liquide. Des globules sont observables dans la matrice austénitique. Les dendrites sont entourées de deux carbures eutectiques M6C et MosC (les plus Jins). A remarquer que les carbures M6C apparaissent poreux; devenus instables, ils se redissolvent. Document INPG Grenoble, Fr

caractère facetté, la maturation des dendrites se fait en adoptant les plans de croissance plus facile (fig. 5-4-6).

Globularisation du liquide piégé Lorsque le liquide piégé est en proportion minoritaire, il est globularisé. Le fait est connu pour le liquide interdendritique piégé en fm de solidification. Comme le liquide se rétracte au refroidissement, des micropores peuvent être générés. La formation de globules grossiers polyphasés comme ceux de la figure 5-4-7 est moins banale; elle a été observée dans la matrice austénitique d'alliages contenant des éléments alphagènes (Mo, W, V, Nb).

Deuxième stade: grossissement des grains La microstructure continue à évoluer après destruction du squelette dendritique par grossissement des grains et aussi des précipités ($ 13-3). Le phénomène complexe est illustré par l'exemple d'un alliage Fe-11Mo-1,3C-4Cr-lVqui a été élaboré sous forme de poudre à microstructure dendritique trèsjne par pulvérisation à l'eau. L'échantillon à étudier a été préparé par pré-frittage de la poudre pendant un temps très court, juste suffisant pour la

Figure 5-4-8 : Micrographies électroniques d'un alliage Fe-1IMo-1,3C-4Cr-1 J! L'échantillon a été élaboré par frittage de poudres préalliées avec une microstructure initiale est très$ne. Les images au même grossissement illustrent l'évolution de la microstructure pour des maintiens respectivement de 10 et 80 min à 1242 OC. Le constituant eutectique très fin qui délimite les grains apparaît en contraste blanc. Document INPG Grenoble, Fr

compacter et souder les grains. Ensuite, des maintiens de différentes durées permettent d'observer les premiers stades de l'évolution. Toutefois, le cas présenté est différent de celui des aciers usuels de métallurgie des poudres (chap. 16) à cause de la composition non classique, et de la température de maintien élevée qui laisse une proportion de phase liquide plus grande que ce qui est habituellement toléré. A l'issue du pré-frittage la microstructure est encore fine avec des grains de quelques micromètres. De ce fait, un maintien de 10 min à 1242 OC suffit à obtenir la mise en équilibre, la proportion des phases est supposée stabilisée. Mais la microstructure a déjà subi une maturation, les grains apparaissent relativement globulaires, sans branchement dendritique (fig. 5-4-8-10 mn). Les petits îlots de liquide intragranulaire visibles proviennent de liquide piégé en cours de croissance entre des branches de dendrites. Leur alignement laisse deviner le réseau origmal de branches secondaires. Au bout d'un maintien en température plus long, la microstructure est plus grossière, les grains, aussi bien que les îlots liquides, sont plus gros et plus globularisés (fig. 5-4-8-80 mn). Les mesures confirment une évolution conforme à la relation 5-4-3.

Grossissement en milieu multiphasé Un alliage pré-fritté a été maintenu pendant 40 min à une température légèrement en dessous de la température de formation de l'eutectique (température déterminée par ATD). Trois phases sont en équilibre: l'austénite, le liquide et le carbure eutectique M&. Les grains d'austénite sont délunités par un constituant eutectique. Les carbures sont classés en différentes populations suivant leur taille et leur localisation (fig. 5-4-9) : Les constituants eutectiques. Ce sont les carbures très fins formés par la solidification du liquide intergranulaire au moment de la trempe, à l'issue du temps de maintien. Les carbures intergranulaires, les plus grossiers, qui sont localisés dans le sillon inter-granulaire ou à proximité et sont probablement toujours restés au contact du liquide.

LA MICROSTRUCTURE DES ACIERS ET DES FONTES Figwe 5-4-9 : Micrographie électronique d'un alliage Fe-12,7Mo-1,3C (fig. 6-5-1) obtenu par pré-frittage de poudres alliées. L'échantillon a subi un maintien isothermependant 40 min suivi d'une trempe. La ternpérature a été choisi dans un domaine à trois phases y/M6C/liquide. A remarquer les carbures eutectiques, très fins, intergranulaires, les carbures grossiers aussi intergranulaires, les carbures isolés dans la matrice, intragranulaires. Document INPG Grenoble, Fr

Ils ont grossi facilement dans la phase liquide avec une cinétique presque aussi rapide que si les carbures étaient libres dans le liquide. Le seul effet limitant provient de ce que les échanges se font quelquefois à travers des zones étroites, des corridors intergranulaires. Les carbures intragranulaires sont à l'origine des carbures eutectiques fins qui ont été piégés par la progression des grains. Dès qu'ils sont incorporés dans le solide, ils grossissent moins vite. La cinétique de grossissement est intermédiaire entre celle prévisible pour des échanges complètement en phase liquide ou complètement en phase solide. Les grains d'austénite ont un grossissement qui est significativement freiné par la présence des particules de carbures. Ce constat est obtenu par comparaison des résultats expérùnentaux obtenus à des températures proches, juste au dessus ou en dessous de la température d'apparition de la troisième phase fl)ur97a].

5-5 Espacement des branches secondaires Loi de variation Les branches secondaires se forment à partir des perturbations initiales périodiques latérales sur le tronc principal. Mais immédiatement après leur formation, le mécanisme prépondérant de l'évolution est la maturation, comme l'ont montré des observations in-sitzi sur des alliages transparents Psa851. L'espacement ils est la valeur moyenne mesurée entre des branches secondaires rattachées à l'axe primaire. Les relations trouvées expérimentalement pour cet espacement cadrent bien avec les lois de grossissement de particules (figures 5-5-2 et 5-4). En conséquence, le principal paramètre est le temps pendant lequel les branches sont en contact avec le liquide. Ce temps est le temps local de sokdzfi~adoon eJ, défini par le temps que l'alliage a passé entre les températures de liqztidzis TLet de solidas

Ti-

Figure 5-5-2 : Espacements des branches secondaires en fonction du temps local de solidification Bs pour différents aciers de type aciers 2 outils avec des teneurs en carbone de l'ordre de 1 % (ligne continue). Pour un acier A avec une teneur de 0,5 % l'espacement est plus large (ligne en pointillés). Adapté d'après [Jq92]

La plupart des mesures de ils ont été effectuées sur des lingotins solidifiés unidirectionnellement sur refroidisseur (chi4 czasting) et munis de thermocouples. Alors 0s se lit directement sur les courbes température/temps, Plus rarement, As est mesuré à partir d'expériences de solidification unidirectionnelle. Trois paramètres servent à définir les conditions de solidification : Vla vitesse d'avancée de l'isotherme TL en un point donné, GL le gradient thermique dans le liquide e t p la vitesse de refroidissement. Seuls deux des trois paramètres sont indépendants puisquep = GL. K

QS est un paramètre difficile à déterminer avec précision parce que différentes interprétations sont possibles pour évaluer la température Ts de la fin de solidification. Pour les peut être confondu avec le sodidgs Siermodynamique, alliages peu chargés en carbone, c'est-à-dire l'intervalle de solidification est alors ATo (fig. 5-1-5). Pour les alliages chargés qui forment des eutectiques, la température Ts peut être assimilée à la température du dernier eutectique. En fait, le grossissement des branches est d'abord ralenti par l'apparition du premier eutectique puis s'arrête lorsque la quantité de liquide devient trop faible et que les grains sont partiellement bloqués. Dans l'exemple présenté figure 5-4-5, les grains sont figés avec le deuxième eutectique à 1200 O C et la proportion du troisième eutectique est rnumne.

L'expérience conduit à des lois reliant ils à Bj et à p sous forme de fonction puissance : / ~= r B

osn

(5-5-3)

L'exposant n varie de 0,2 à 0'45. Il faut remarquer que la relation 5-4-3 conduit à n = 0'33 avec une loi en t1I3. 3

3

Ar (Os) - As ( O ) = BOs

(5-5-4)

La régularité de ces lois est suffisamment fiable pour que ils constitue le meilleur marquage de la cinétique de refroidissement pour une pièce industrielle [Ter771et exemple fig. 21-3-6.

LA MICROSTRUCTURE DES ACIERS ET DES FONTES Figure 5-5-5 : Front de croissance d'un alliage Fe-O, 15 C obtenu par modélisation en champ multi-phase avec prise en compte de la diffusion du soluté. G = 150 "Cfcm;p=-1,5 ' U s . La simulation montre comment les dendrites moins déviées par rapport au gradient de température recouvrent les autres. A remarquer dans les sillons entre deux grains les branches tertiaires gui constituent de nouveaux troncs de dendrites. Document Access, Aachen, G ;voir aussi [Tia98]

Les travaux expérimentaux citées ci-après comportent les lois pour les branches primaires et secondaires : Oac761, Der771, [Oka78], [Tah82], Pis891. Seule l'observation de la micrographie d'un échantillon trempé en cours de solidification unidirectionnelle permet de mesurer l'espacement des branches primaires Ap à partir des coupes transversales de l'échantiuon correspondant à une température donnée. L'observation des coupes longitudinales renseigne sur l'évolution de la maturation des dendrites et permet de mesurer l'espacement des branches secondaires ;ls le long des troncs primaires. Chaque étape de l'évolution de l'alliage est représentée par une tranche du meme échantillon (figures 6-1-1,6-3-1,6-3-8).

Modélisation en champs de phases Une approche récente permet d'obtenir une image tSs réaliste de l'évolution de la microstructure vis-à-vis des problèmes de coalescence, de rétrodiffusion dans la phase solide ou même de sélection d'orientation de grains IT)anOO], [Tia98]. L'interface liquide/solide n'est pas considérée comme un seuil brutal mais comme une mince zone diffuse dans laquelle sont pris en compte tous les échanges thermiques et diffusifs de façon couplée. Cette méthode exige un maillage de calcul très fin dans la zone liquide/solide. Un exemple de croissance/ évolution dendritique est présenté figure 5-5-5.

5-6 La microstructure eutectique La solidification eutectique dans un alliage binaire La solidification eutectique est la transformation du liquide en un solide composite formé de deux phases notées par la suite a et f3. Dans un alliage binaire, l'équilibre correspondant est invariant. Pour comparer avec le cas considéré précédemment dans lequel une phase unique est formée, ici l'intervalle de solidification théorique A& est nul, comme pour la solidification d'un corps pur.

Figure 5-6-1 : Schéma dupont liquide/solide d'un eutectique régulier entre a (gris) et p (blanc), montrant la courbure des interfaces a/l, P/l. En arrière du front, il y a régression de p. A l'interface, il y a équilibre au joint triple l/alP.

Sur les micrographies, les plages du matériau dans lesquelles les phases a et P sont formées par croissance eutectique sont habituellement faciles à distinguer, à cause des particularités géométriques de la structure, particularités présentées ci-dessous, et aussi parce que les particules correspondantes sont habituellement plus fines que les cellules ou dendrites correspondant aux mêmes conditions. Comme par ailleurs les propriétés d'emploi sont spécifiques aussi, les métallurgistes parlent de l'eutectique comme constituant structural. Le fait que le liquide donne naissance à deux phases simultanément impose des conditions particulières qui conditionnent la morphologie de croissance. Plus généralement, la formation simultanée des deux phases a et P à partir du liquide impose : l'existence de points triples, où les trois phases a , P et le liquide sont en contact et en équilibre (voir figure 5-6-1 et $ 7-2). Chaque interface apporte sa propre énergie interfaciale le long de la ligne de jonction, de sorte que les interfaces sont nécessairement courbées à l'échelle de la lamelle. un transfert de soluté. Le transport s'effectue principalement par diffusion dans une direction globalement tangente à l'interface liquide/solide. La croissance de chaque phase se comporte selon ses propres caractéristiques physicochimiques liées à sa composition, et cristallographiques.Il en résulte différentes morphologies distinguées en deux catégories d'après l'observation expérimentale : les eutectiques rhuliers et les eutectiques non-rhuliers.

Les constituants eutectiques réguliers Si les deux phases sont de nature métallique, alors le constituant eutectique est dit régulier, ce qui signifie qu'il suit des règles géométriques simples. Il est formé de lamelles ou de fibres régulièrement espacées. L'option entre lamelles ou fibres est liée à la proportion respective des phases. Lorsqu'une des phase est minoritaire, en proportion inférieure à un tiers, elle forme des fibres car la formation de plaques serait trop coûteuse en énerge de surface nécessaire pour un rapport surface/volume défavorable. Les lamelles ou les fibres croissent perpendiculairement à l'interface. Une périodicité ilest définie, soit associée à la distance interlamellaire, soit à la distance interfibre. La forme du front suit pratiquement une isotherme TI (front eutectique plan), mis à part les sillons correspondant aux nœuds triples entre le liquide et les deux solides.

108

h MICROSTRUCTURE DES ACIERS ET DES FONTES

Comme dans le cas des dendrites, la croissance eutectique se fait avec une certaine surfusion résultant de la formation d'une couche de diffusion et de l'effet de courbure. Dans la gamme de vitesses moyennes, le principal effet de surfusion est dû à l'accumulation ou au manque de soluté à l'interface de croissance créée par le rejet ou l'absorption de soluté lors de la progression du front de solidification. Une relation relie la surfusion à la vitesse de progression du front de solidification V [Mag88], p

O

Bainite inWieure

5>

Martensite en lattes

300

Martensite rniclée

1

10

1O0

Temps, secondes

1000

1 Hr

Figure 9-2-2 : Diagramme de transformation isotherme de l'acier à 0,42 %C après traitement d'homogénéisation de 2 h à 1000 OC puis, après mise en forme de l'échantillonpar laminage, une austénitisation à 1000 OC pendant 2 min. Courbes tracéespar Zhao et col. à partir de mesures de magnétométrie et des observations métallographiques de Morozov et col. Schéma d'après [Zha95]

Figure 9-2-3 : Diagramme de transformation isotherme de l'acier Fe-O,5C-O, 7Mn après traitement d'austénitisation à I l O0 OC pendant 15 min. Les mesures ont été efSectuées par dilatométrie. la température Ael représente la température de la transformation eutectoïde et la température Ae3 la température du solvus de lausténite à l'équilibre. Les rectangles représentent les micrographies correspondantes visibles plus loinfigures 12-2-2 et 12-3-1. Document IRSID, groupe Arcelor: 2

1

0

1 1 O0 Temps,secondes 10

0

l 1000

h n effet, les mesures de la cinétique de transformation en fonction de la température ne présentent pas de variation significative révélant un changement de régime, même au niveau du décrochement signalé par une flèche, bien que la position des points suggère une séparation possible en deux nez de courbes. Cet exemple montre que les mécanismes mis en œuvre au cours des transformations ne peuvent pas toujours être élucidés au seul examen des courbes. L'augmentation brutale de la vitesse de transformation à l'approche de la température Ms (fig. 9-2-3) a été souvent détectée. Ce phénomène, appelé swing back, est considéré comme la formation de martensite isotherme suivie de son adoucissement donnant une structure équivalente à celle de la bainite inférieure.

Les courbes en refroidissement continu La représentation la plus pratique au point de vue de l'uulisation industrielle est la courbe TRC (Taux de transformation en Refroidissement Continu) dont un exemple est présenté figure 9-2-4. Les points de début et de fin de transformation sont reportés sur des lignes représentant le refroidissement de l'échantillon en un temps t figurant à l'extrémité de la

Figure 9-2-4 : Courbe TRC de l'acier Fe-0,SC-O,7Mn dont TOC la courbe TTT se trouvefig. 9-2-3. Elle a été 900 obtenue expérimentalement par dilatométrie. La courbe se lit exclusivement le long des lignes de refroidissement depuis le température d'austénitisation. Les courbes coupent les domaines correspondants à l'apparition des phases : F =ferrite; F+C=perlite; B = b a i n i t e (indiquée a u s s i F + C ) e t M= martensite. Les chzflres sur les courbes indiquent lepourcentage d'austénite transformée à la sortie du domaine.

Fe-0,5C-0,7Mn (pds%) Taille de grain 15pm Austénitise 15 minutes A 805°C

courbe. Pour beaucoup de courbes, le refroidissement suit une loi classique de dissipation de chaleur en t%. La courbe se lit exclusivement le long des lignes de refroidissement. En toute rigueur, une courbe TRC ne peut pas et ne doit absoliment pas être dédzde de la courbe TTT du même acier [Zha92]. Ces courbes ont un caractère technique, elles sont établies dans des conditions expérimentales définies de façon normalisée par rapport aux dimensions de l'éprouvette et au fluide de refroidissement qui est habituellement l'air, l'huile ou l'eau. Ce fluide gouverne la cinétique de refroidissement. L'intensité des échanges thermiques dépend des conductivités intrinsèques de la pièce et du fluide, et surtout de la couche limite de contact entre elles. Cette dernière est le plus souvent une couche gazeuse de vaporisation ou encore une couche solide de précipitation. La valeur de la conductivité est pratiquement à diviser par l'épaisseur de couche limite. De plus, l'efficacité pour un fluide en convection naturelle peut être plus que doublée avec une forte agitation. Quelques valeurs dans le tableau 9-2-5 rendent compte de l'intervalle de variation. La faible vitesse du refroidissement à l'air liquide par comparaison avec un simple refroidissement à l'eau s'explique principalement par un effet d'écran dû à la vive ébullition au contact de la pièce chaude. Cependant, l'air liquide ou l'azote liquide sont couramment employés pour effectuer des trempes parce que la température atteinte se trouve en dessous de la température de fin de transformation martensitique [Kra80]. Il existe un type de représentation peu connu, c'est le tracé T(T), soit température de transformation versus la vitesse de refroidissement. Ces courbes présentent des plateaux aux températures BS et Ms de début des transformations bainitiques et martensitiques respectivement. Elles ont l'intérêt de mettre en évidence le fait que les températures Bj et Ms sont spécifiques et indépendantes de la vitesse de refroidissement [Zha93]. Par contre,

LA MICROSTRUCTURE DES ACIERS ET DES FONTES

182

Tableau 9-2-5 :Comparaison des vitesses de refioidissement normalisées dans d i f f é n t s milieux. La référence est le refioidissement d'une bille de 4 mm de diamètre en acier nichrome refroidie à 1 810 "Ch dans l'intervalle 717-550 OC. Adapté d'après les données citées dans [Kra80]. Eau 10% NaCl

Eau à 18°C (Référence)

Huile

Hydrogène

Air liquide

Air

Vide

environ 2

1

environ 0,2

0,05

0,04

0,028

0,011

de nombreux autres facteurs peuvent affecter le démarrage de la transformation après complète austénitisation. D'une façon générale, la taille de grains, la persistance de ségrégations, la présence de précipités résiduels, ou l'état contraint ont une incidence sur le délai d'apparition des premiers germes, soit le temps d'incubation. La germination est toujours facilitée par les hétérogénéités. Les tracés des courbes TTT et TRC sont sensibles aux variations de conditions initiales. Mais l'effet principal sur le décalage des courbes s'explique par l'action d'éléments d'addition (voir aussi figures 10-3-1,18-1-2). Signalons que les températures sont habituellement notées A l pour la transformation eutectoïde, A3 pour la transformation y f) a + y, c'est-à-dire le franchissement du solv~s (llm.ttedu domaine monophasé) de l'absténite. L'indice "c" est ajouté pour indiquer qu'il s'agit de températures mesurées au cours du chauffage qui présentent un décalage vers les plus hautes températures à cause de la cinétique de la mise en équilibre. De même l'indice 'Y pour les températures mesurées au cours du refroidissement.

9-3 Les mécanismes de croissance Mobilité des interfaces Il est clair que plusieurs types de transformations distinctes existent et possèdent leur propre fourchette de température. Deux phénomènes principaux sont invoqués pour expliquer l'effet de la température. Ce sont le déplacement des intefaces et le fhx des échanges dzffzj5s. Les paragraphes suivants sont consacrés à présenter brièvement les outils de raisonnement nécessaires pour I'interprétation des mécanismes. Dans une gamme de composition et de température compatibles avec la formation de ferrite proeutectoïde, un précipité de ferrite croit par progression de l'interface aly de la ferrite aux dépens de I'austénite. Au franchissement de l'interface les atomes changent d'ordonnancement cristallographique. Lorsque leur processus d'attachement est aléatoire, sans site ni direction privilégiés, l'interface est dite "rugueuse". La propagation se fait facilement dans toutes les directions. Le déplacement de l'interface est un phénomène activé thermiquement ;il sera rapide aux températures élevées, l'interface est mobile. Un abaissement de température diminue la mobilité du front de la transformation. Certaines relations d'orientations entre l'austénite et la ferrite impliquent une coïncidence cristallographique parfaite (interface cohérent) ou quasi parfaite (interface semi-cohérent) entre les deux phases. Les plans en bonnes relations de coïncidence sont souvent les plans les plus denses (voir 7-1) par exemple (111}y et (1lO}a. De telles interfaces ne peuvent

Figure 9-3-1 : Schéma illustrant la structure de I'interface constituée de terrasses et de marches. Lajlèche D indique le mouvement de I'interface en cours de croissance et lafléche marquée P la progression macroscopique de 1 'interface.

plus se déplacer de façon isotrope, elles sont inhibées par une relation de cohérence ou semi-cohérence avec la phase mère. Les dislocations de désaccord paramétrique qui accommodent l'interface constituent un ancrage limitant le mouvement. Il faut dépasser un certain seuil énergétique, c'est-à-dire une certaine température, pour les débloquer par un mécanisme de montée des dislocations. Au dessous de ce seuil, la progression de l'interface est énergétiquement plus économe si elle se fait par déplacement latéral des marches de croissance. La microstructure présente alors des interfaces facettées qui s'étendent le long de plans cristallographques définis.

Structure des interfaces A l'échelle atomique l'interface ferrite/austénite générée par croissance latérale apparaît structurée en différentes sortes de marches plus ou moins espacées et plus ou moins hautes (fig. 9-3-1). Les marches de croimnce sont les larges marches (ledges en anglais), d'une hauteur de l'ordre d'une dizaine de rangées atomiques limitant les terrasses et dont la hauteur dépend de la température de la transformation. Les terrasses comportent des marches dites marches strzlctzlrales de seulement une à deux rangées atomiques qui permettent d'accommoder les défauts de coïncidence entre deux réseaux. Les terrasses et les marches structurales sont immobilisées par leurs dislocations d'ancrage. Les nez des terrasses ont aussi des plans partiellement cohérents ; cependant, d'un point de vue énergétique, il est plus facile aux atomes de venir s'y furer. Alors la transformation progresse par extension latérale des terrasses, autrement dit par déplacement des marches de croissance Fur781, [Aar90]. Le plan d'habitat classique déterminé par microscopie électronique conventionnelle est le plan moyen joignant tous les nez des terrasses. Ce plan a toute probabilité d'être irrationnel, il n'est pas caractérisé par une relation d'orientation simple entre des plans à faible indice de Miller. Il a été appelé par certains auteurs TapHP (TEM apparent Habit Pbne) pour le distinguer du plan des terrasses à l'échelle atomique AHP (Atomic Habit Plane). Le plan d'habitat peut considérablement s'écarter du plan d'accolement à cause de la présence des marches de croissance. Dans le cas de ferrite bainitique le plan d'accolement moyen apparent (HP) peut s'écarter jusqu'à vingt degrés du plan d'accolement le plus fréquent,

LA MICROSTRUCTURE DES ACIERS ET DES FONTES Figure 9-3-2 : Micrographie MET en contraste inversé d'un acier Fe-Mo-C. Elle illustre la présence de marches le long de l'interface aly. Quelques marches sont soulignées S et des dislocations sont indiquéespar D et un mur de dislocationspar DD. Document Université McMaster, Hamilton, Can. D'après [Pur781

plan dense (11l ) y , et l'écart augmente avec la teneur en carbone et l'abaissement de la température de transformation. Le mouvement synchrone de trains de marches a été détecté au cours d'observations MET in sita,à 800 OC (fig. 9-3-2). Les marches sont situées le long de l'interface aly, elles sont régulièrement espacées. La représentativité d'observation sur lames minces peut être discutable, cependant les résultats sont cohérents avec les observations classiques d'interfaces interphases macroscopiquement facettées. A l'échelle atomique, les interfaces se présentent sous l'aspect d'une succession de terrasses dont les contremarches occupent une dizaine de rangées atomiques, 3 nm environ Fur781. L'interface cémentite/austénite présente des particularités similaires. L'observation optiques de plaquettes de cémentite primaire de précipitation révèle une grande diversité de plans d'habitat. Les observations fines en microscopie électronique montrent la présence de terrasses groupées laissant supposer un développement par déplacement latéral de l'interface par marches de façon similaire à celui de la ferrite [Cow87], [Spa90], [Man99a]. Des considérations cristallographiques suggèrent la possibilité que la cémentite soit générée par un mécanisme displacif des atomes de fer directement à partir du réseau austénitique, seuls les atomes de carbone diffusant de façon aléatoire. La formation de martensite pourrait constituer une étape intermédiaire car la transition de la martensite à la cémentite requiert des mouvements de mise en ordre limités. L'hypothèse displacive été formulée par plusieurs auteurs (cités par [Cow87]), elle a le mérite de justifier la facilité de croissance de la cémentite, même à des températures relativement basses, et aussi le fait qu'elle se forme souvent en priorité de façon métastable dans les aciers alliés pour laisser ensuite la place aux véritables phases d'équilibre. Pour une gamme de températures suffisamment élevées, la propagation des interfaces est isotrope. Par contre, dans la gamme de température en dessous de 800 OC approximativement, la migration ne peut se faire que par développement latéral de terrasses (croissance par marches). L'interface macroscopique progresse dans une direction perpendiculaire par

empilements successifs des terrasses. Les véritables échanges de soluté ne se font pas à l'interface macroscopique mais au nez des terrasses sur les marches de croissance. La présence d'éléments d'alliage a une influence sur la mobilité à travers la cristallographie des plans d'accolement.

Croissance définie par la direction du plan invariant Dans la gamme de températures plus basses, vers 300 OC, la force motrice de la transformation de l'austénite est suffisamment grande pour surmonter le manque de mobilité de certains plans en opérant une transformation par cisaillement. Par contre la croissance doit obéir à d'autres conditions, par exemple avoir lieu dans un plan de déformation minimale. La transformation martensitique est une transformation qui possède un plan invariant (Invariant Plane Strdin). Pour satisfaire les relations interfaciales en laissant le réseau cristallin intact (Lattice Invariant Deformation) il faut des glissements et rotations. A l'échelle atomique apparaîtront des terrasses et des marches pour assurer la cohérence mais qui n'ont en aucun cas un rôle de croissance. En résumé, la croissance est encore anisotrope mais sur la base de mécanismes complètement différents (voir $ 11-1). La cinétique est très rapide puisque la diffusion ne constitue plus un processus lunitant.

9-4 Les échanges diffusifs à l'interface Equilibre à l'interface : notion d'équilibre restreint Lorsque les phases en présence, soit l'austénite et la ferrite, ont la composition de l'équilibre et sont complètement homogènes, il y a équilibre thermodynamique, appelé quelquefois méta-équilibre. C'est le cas idéal rarement atteint, c'est pourquoi il convient d'envisager des modes qui prennent en compte de façon plus réaliste les diffusivités des éléments en fonction de la température. Hultgren a montré dès 1947 que le soluté X d'un alliage Fe-X-C n'était pas toujours redistribué entre les phases d'équilibre et qu'il faudrait considérer un équilibre restreint aztx éhents interstitiels très mobiles, idée reprise par Hillert w80].Trois modes principaux sont distingués en fonction de la répartition du carbone et des autres éléments en substitution à l'interface (figures 9-4-1 A, B et C). L'objectif est de modéliser correctement les cinétiques de transformation liées à la croissance d'interface et à la redistribution des éléments d'alliage en respect de règles thermodynamiques de l'équilibre à I'interfdce.Les paramètres indispensables sont les concentrations de tous les éléments à l'interface migrant. La possibilité de représentation graphique des diagrammes ternaires permet d'étayer le raisonnement. En présence de deux phases, la règle de la variance fait qu'une infinité de solutions est possible respectant l'équilibre thermodynamique local à une température donnée. Ces solutions correspondent à un faisceau de conodes dans le domaine biphasé concerné de la section isotherme du diagramme de phases. Parmi ces conodes, une seule passe par le point représentatif de la composition globale de l'alliage (Xo,Co). Cette conode est l'état d'équilibre ultime. Les étapes intermédiaires satisfont des conditions d'équilibre restreint à l'interface et prennent en compte les flux de diffusion.

186

LA MICROSTRUCTURE DES ACIERS ET DES FONTES

Compte tenu des conditions choisies, l'équilibre à l'interface est imposé. Un critère de conservation de masse associée aux cinétiques de diffusion permet de choisir la conode représentative de cet équilibre. Elle sera dite conode opérante ou conode active, elle est différente en fonction du mode de partage du soluté.

Equilibre thermodynamique local: mode LE (ou PLE) Considérer un équilibre local signifie admettre que l'équilibre thermodynamique s'est établi à l'interface, et à l'ipzteface sezlement, par répartition de tous les éléments entre les deux phases, aussi bien interstitiels que de substitution. L'élément en substitution reste à la composition initiale au delà d'une longueur de diffusion estimée à 2(DT)'/z. L'élément interstitiel a une activité constante dans tout l'échantillon. Dans le cas reporté sur un diagramme de phase schématique (fig. 9-4-1A) la composition initiale est Xo et Co. Une ligne d'isoactivité du carbone est tracée dont le prolongement dans le domaine biphasé passe par ce point. Elle coupe la limite du domaine de l'austénite en un point qui a la même valeur d'activité du carbone et peut de ce fait être considéré comme appartenant à la conode active KLE. Une seule conode du diagramme de phases passe par ce point. L'autre extrémité de la conode indique la composition de la ferrite. Cette conode détermine les conditions d'équilibre local avec partition qui sont compatibles avec la conservation de masse des deux éléments diffusant à des vitesses très différentes. Ce mécanisme est désigné PLE (PartitioningLocal E q z i b b ~ ~ m ou) simplement LE. La construction géométrique de la figure 9-4-1A définit une ligne qui est le lieu des points d'intersection de la ligne d'isoactivité du carbone et de la droite horizontale correspondant à la concentration X dans la ferrite déterminée par la conode active. Cette ligne est dite enveloppe de partition nulle, elle marque la limite du domaine dans lequel les conditions de partition sont réalisables. Au delà, la construction aboutit à une configuration dans laquelle la réaction est privée de force motrice [Hi180]. Equilibre sans redistribution de soluté: mode NPLE Une autre construction proposée au delà de la ligne de partage précédemment définie figure 9-4-1B est assortie de nouvelles hypothèses. Puisqu'il n'y a pas de redistribution, la concentration en X est constante sauf à l'interface où la largeur du pic de soluté est estimée de l'ordre de 0,l nm. La ligne à X constant donne la composition de l'austénite mère et de la ferrite fille. Elle intercepte la limite du domaine de la ferrite en un point qui permet de déterminer la conode active donc les compositions de part et d'autre de l'interface. Ce mode est appelé équilibre local sans partition NPLE (Non/Neglzgeable Partitioning LocalEqzilib?izim). Para-équilibre :mode PE Le mode précédent prévoit une accumulation du soluté, un pic de concentration au voisinage de l'interface. Dans la gamme des températures les plus basses, compte tenu des vitesses et des concentrations auxquelles ces conditions s'appliquent, la largeur du profil de concentration diminue. Quand la largeur du pic approche la dimension atomique, le concept d'équilibre local pert toute signification physique. Une autre approche considère que la composition interfaciale est déterminée par un pseudo équilibre local pour lequel le

Figure 9-4-1 : Schémas de sections isothermes Fe-C-X illustrant la répartition, à une température donnée, du carbone, du fer et d'un soluté X en substitution dans trois modes d'échanges. Co et Xo sont les teneurs initiales; K les conodes actives. Les profils de concentration de chaque élément au voisinage de l'interface sont reportés à côté des axes pour chaque cas

Equilibre local avec partition.

A) équilibre local LE, la ligne en pointillés est l'enveloppe de partition nulle. B) équilibre local sans partition de soluté NPLE, C) para-équilibre PE D) récapitulation des domaines de composition thermodynamiquementpossibles pour chaque mode compte tenu des hypothèses de départ. Il est exclu que les quatre modes (avec l'équilibre global) entrent en compétition ensemble. Un mode peut être inopérant à cause des aspects cinétiques incompatibles avec la température choisie pour la section isotherme. Document INPG Grenoble, Fr ; adapté d'après [Phi021

X%

---

Para-équilibre Enveloppe de partition nulle

LE

Fe

C%

\

Equilibre local sans partition.

188

Zlll MICROSTRUCTURE DES ACIERS ET DES FONTES

la teneur en X reste la même dans les deux phases. Un nouveau diagramme de phases estpris en compte dont les équilibres sont calculés de façon classique par minimisation de l'énergie libre sous la condition de même teneur en soluté dans les deux phases. Le potentiel chimique du carbone est uniforme le long, et de part et d'autre, de l'interface. Le nouvel état d'équilibre est appelé para-équilibre (Para-Equilibhm)PE. Les limites de phases sont établies (fig. 9-4-1 C) entre lesquelles les lignes X =constante constituent autant de possibilités de conodes actives. Une seule conode passe par le point de composition initiale.

Effet de la température et des éléments d'alliage La projection de toutes les conditions possibles sur une même section figure 9-4-ID permet une comparaison. Cependant, il faut prendre en compte une dimension supplémentaire qui est la température. La température modifie les limites de phases et la diffusivité de chaque élément pour un alliage donné. La nature de l'élément en substitution a une incidence également sur les limites de phases et sur la diffusivité. Chacun des différents modes évoqués estpossible sedement dans unegamme restreinte de température en fonction du rôle plus ou moins actif de la diffusion. Dans le cas de l'équilibre local avec partition, l'établissement d'un potentiel chimique de carbone uniforme nécessite une température relativement élevée, dans la gamme au dessus de 600 OC. Le mode d'échange diffusif est caractérisé par une faible vitesse de déplacement de l'interface afin de maintenir l'équilibre interfacial local. En général le mode PLE s'installe pour de faibles sursaturations et la cinétique est gouvernée par les éléments dont la diffusivité est la plus lente, en l'occurrence les éléments de substitution. Le mode équilibre local sans partition NP-LE peut être décrit par une répartition locale du carbone entre l'austénite et la ferrite avec une surconcentration à l'interface. En principe, la vitesse de déplacement de l'interface est beaucoup plus rapide puisqu'elle est commandée par la seule diffusion du carbone. Cependant, pour certains auteurs, la diffusion des éléments de substitution n'est pas une simple diffusion inter-granulaire, exclusivement limitée à l'interface rugueuse en train de se déplacer. Il faut supposer une diffusion intrd-granulaire sur une très courte distance. Lorsque la température est basse, la diffusion des atomes X ou Fe devient difficile, il faut considérer qu'il y a seulement redistribution du carbone entre les phases. C'est le mode PE qui est adapté. La transformation est dite reconstructive. Tous les atomes Fe ou X se déplacent à travers l'interface incohérente, ils participent simplement au changement de structure cristallograpluque. La vitesse de déplacement de l'interface qui est commandée par la seule diffusion du carbone (ou d'autres interstitiels) peut être très rapide, cependant moins rapide que dans le cas de la transformation displacive de type martensitique. En mode PE la ferrite contient un peu de carbone, davantage que prévu par l'équhbre thermodynamique et moins que dans le cas de la transformation martensitique. E n résumé les modes actifs sont par ordre de températures décroissantes: équilibre complet, équilibre local avec partition, équilibre local sans partition, para-équilibre. Ces mécanismes constituent des outils de raisonnement [Bha90], [Bha92]. Ils sont très utiles

pour interpréter le rôle des éléments d'alliage pendant la transformation perlitique. Ils sont aussi utilisés comme arguments dans la querelle de la bainite. Dans le cas de la transformation bainitique, l'existence de modes diffusifs partiels est étayée par des preuves expérimentales. Ce sont des observations indirectes comme des mesures de paramètre de maille qui montrent que l'austénite résiduelle s'enrichit en carbone au cours de la transformation. A cause de cet enrichissement la réaction est souvent incomplète. Le changement de composition prouve la redistribution du carbone dans une gamme de température correspondant au mode sans redistribution pour les autres éléments. Des dosages à la sonde atomique près de l'interface, avec une résolution spatiale et chunique à l'échelle atomique, ont montré que les éléments solutés (Mn, Ni, Mo, Cr) ne se distribuent pas lors de la croissance de la bainite. Une autre façon d'aborder le problème est de comparer, par analyse chimique, les carbures formés dans le même acier initial pendant les transformations perlitique ou bainitique. Les carbures perlitiques révèlent une plus forte concentration en éléments d'alliage que les carbures bainitiques de même type. Les carbures perlitiques sont plus proches de la composition d'équilibre que les carbures bainitiques. Le passage d'un mode à l'autre (Equilibre Local/Para-équilibre) pour un alliage donné en fonction de la température n'est pas progressif. 11 existe une température de transition pour laquelle il y a basculement. Cette température dépend de la composition de l'alliage en relation avec la diffusivité de chaque élément. Dans le cas du mode NP-LE, il peut se produire un effet dit drainage à l'interface qui avance de façon reconstructive. Les éléments en substitution sont piégés et tirés le long du front de la transformation (solrrte drad. Il en résulte un freinage. Plusieurs approches théoriques prennent en compte ce piégeage et les phénomènes de diffusion associés wil99bl. Les paramètres concernant, soit la mobilité de l'interface, soit la diffusivité interactive du carbone au voisinage de l'interface, sont difficilement accessibles expérimentalement. De ce fait, les modélisations commencent à prendre le relais de l'expérimentation. Une approche prédictive est possible à l'aide de programmes associant les données thermodynamiques d'équilibre et les données de diffusion. Le logiciel DICTRA utilise les sous-programmes de Thermo-Calc PorOO]. Il est à prévoir qu'une banque de données pourra compléter la bibliothèque de courbes TTT dans un proche avenir.

9-5 Formation de la ferrite et de la cémentite primaires La ferrite La ferrite dite proerrtectoiae se forme lors du refroidissement d'alliages Fe-C hypo-eutectoïde. Elle se présente sous diverses morphologies classées d'après leurs caractéristiques comme il est indiqué sur la courbe TCP (fig. 9-2-l), [Zac62] : une ferrite en précipités grossiers localisés aux joints de grains est dite alliotriomorphe ( G M Grain Borrndary Al~ohiomo~hs). Les précipités similaires mais répartis aléatoirement

h MICROSTRUCTURE DES ACIERS ET DES FONTES Figure 9-5-1 : Micrographie électronique d'un acier C35E4 (XC38) refroidi à une vitesse constante de S°C/min. Attaque nital. Le joint de grain est souligné par endroits par la ferrite de type GBA et des aiguilles de ferrite de Widmanstatten. La matrice comporte aussi des précipités "idiomorphes" plus fins, formés à plus basse température qui ont une morphologie mal définie, quelquefois en dendrites. Document INPG Grenoble, Fr

Figure 9-5-2 : Micrographie optique, après attaque nital et métabisulJite de sodium, d'un acier de composition Fe-0,16C-1,4Mn qui a subi une austénitisation à 1250 OC pendant 15 min suivi d'un refroidissement de l'ordre de 20 "C/sjusqu 'à 840 OC et déformation à cette température avant refioidissement contrôlé à 50 "Chjusqu 'à 700 OC, maintien pendant 1 min et enfin trempe à l'eau. La ferrite est en contraste clair et la martensite de la matrice en contraste sombre. A) la déformation en torsion est nulle, B) la déformation en torsion est 0,4 à 3,6 cycle/s,

C) la déformation en torsion est 0,8 à 3,6 cycle/s. Documents INPG Grenoble et IRSID, groupe Arcelov:

dans le grain est dit idiomo~he; une ferrite en longues plaquettes, ou aiguilles suivant la section de coupe, alignées le long de plans préférentiels est appelée ferrite de Widmansta~en; une ferrite en fines plaquettes lenticulaires à l'intérieur du grain est dite aciculai~e.

La micrographie d'un échantillon d'acier C35E4 refroidi lentement comporte plusieurs variétés de ferrite (fig. 9-5-1) : des précipités GBA grossiers en chapelet tout le long du joint, des précipités de Widmanstatten en plaquettes parallèles et des précipités intragranulaires idiomorphes beaucoup plus petits, dispersés dans la matrice. La ferrite GBA germe dans un joint de grain d'austénite en relation d'accolement avec un des grains, suivant l'orientation classique Kurdjumov-Sachs et se développe aux dépens du grain d'austénite adjacent avec lequel elle n'a aucune relation privilégiée. En l'absence de déformation, la ferrite de type GBA aux joints de grains est grossière (fig. 9-5-2A). Le traitement mécaniques de torsion à chaud facilite la germination. Les défauts créés constituent des sites de germination et favorisent l'obtention d'une ferrite plus fme (figures 9-5-2 B et C) . Dans le cas des très faibles teneurs en carbone, la ferrite formée avec un sous-refroidissement important se présente sans caractéristique microstructurale bien évidente, sous forme compacte, dite massive. Toutefois, l'appellation de ferrite massive a été contestée avec l'argument qu'il s'agit tout simplement d'une bainite très peu carburée.

+

Lorsque la réaction y a est rapide, la ferrite peut se présenter sous forme de grains allongés, avec une grande densité de dislocations qui accommodent la déformation, comme la ferrite de Widmanstatten. Le cas se rencontre pour une précipitation dans la zone de température proche du nez de la courbe de transformation [Sak84].

La cémentite De même que la ferrite, la cémentite diteproezltectoide se forme initialement au joint de grains et se développe également sous forme de précipités grossiers, de plaquettes de type Widmanstatten ou bien de lattes pour les teneurs plus riches en carbone et des températures plus basses (fig. 9-5-3A). Les carbures précipitent aux joints de grains dans les alliages hyper-eutectoïdes en un réseau grossier, comme la ferrite dans les aciers hypo-eutectoïdes. Les phases précipitées sont cependant très différentes. Dans un cas la ferrite confère une grande ductilité à l'ensemble alors que dans l'autre la cémentite constitue un édifice rigide et relativement fragile (voir dureté des phases, annexe 22-8). Les aciers au manganèse ont souvent été choisis pour étudier la formation de cémentite proeutectoïde parce que la température de formation de martensite est abaissée, ce qui autorise un plus grand intervalle de température. D'autre part, la formation de cémentite n'entraîne pas de ségrégation car le manganèse est soluble dans la cémentite. Les deux types de microstructure obtenues sont difficiles à distinguer sur la figure 9-5-3 A ; ce sont des plaquettes lisses monolithiques et des paquets de lattes plus grossiers qui forment des blocs striés (fig. 9-5-3 B). A l'échelle atomique, un bon accord de coïncidence est observé entre les plans denses des deux phases cémentite et austénite, avec des coïncidences entre terrasses plutôt que plan à plan. Les relations de coïncidences sont de type Pitsch (tableau 10-1-4) pour les monolithes et Farooque-Edmonds pour les paquets de lattes van99al.

LA MICROSTRUCXURE DES ACIERS ET DES FONTES

Figure 9-5-3 : Micrographies électroniques d'un acier Fe-l,34C-13,lMn ayant subi divers maintiens isothermes. A) section polie d'un échantillon traité pendant 50 s à 650 OC puis trempé; deux types de morphologies de cémentite de Widmanstatten sont observés: des plaquettes à l'aspect très lisse et des paquets de lattes dont l'épaisseur apparaît irrégulière. B) échantillon traité pendant 500 s à 750 OC puis trempé. Latte de cémentite de Widmanstatten avec des stries parallèles à la direction longitudinale flèche blanche). Les jlèches noires indiquent la surface polie avant l'attaque chimiqueprofonde. Document Naval Research Laboratory, WashingtonDC, USA, voir aussi [Man99a]

Avant que les observations métallurgiques soient couramment pratiquées, l'aspect irisé de la surface de certaines structures avait été remarqué et associé a u reflet des perles, d'où le n o m de perlite.

10-1 La transformation eutectoïde du système Fe-C Germination et croissance de la perlite La réaction eutectoïde est très semblable à la réaction eutectique qui donne naissance à deux phases à partir d'une troisième, mais dans le cas présent, la phase mère est une solution solide. La transformation du système Fe-C est l'exemple type. En dessous de la a + Fe&. température de l'équilibre invariant à 727 OC, l'austénite se transforme, y Les deux phases se forment de façon coopérative adoptant une structure caractéristique en lamelles alternées appelée perlite (fig. 10-1-1). Le terme est associé à la transformation et par extension à la microstructure. Tout autre constituant associant la ferrite et la cémentite obtenues autrement que par la transformation eutectoïde ne doit pas être appelé perlite (par exemple dans le cas d'un revenu).

++

La perlite peut germer à partir de ferrite, de cémentite où même tout simplement au joint de grain vierge de tout précipité. Lorsque la ferrite perlitique germe en premier, elle est en relation d'accolement avec l'austénite-mère suivant l'orientation classique de KurdjumovSachs (voir plus loin tableau 11-1-3). Lorsque c'est la cémentite perlitique qui germe en premier, elle est aussi en relation d'accolement avec le grain d'austénite. Dans les deux cas, la perlite se développe, comme pour la ferrite alliotriomorphe, au dépens du grain adjacent avec lequel il n'y a aucune relation d'orientation et l'interface de croissance reste globalement incohérente. La germination se produit sélectivement aux joints de grains qu'elle décore (fig. 10-1-2). La perlite croit de façon discontinue, la zone transformée où est apparue le germe progresse dans la zone non transformée, c'est-à-dire dans l'austénite. La progression est

LA MICROSTRUCTURE DES ACIERS ET DES FONTES Figure 10-1-1 : Micrographie typique de la perlite lamellaire a/FeJC dans un acier Fe-0,SC-O, 7Mn. Les cellules sont clairement délimitéespar le changement d'orientation, cependant elles sont internes à un même grain d 'austénite mère. L'espacement est difJicile à mesurer car il dépend de l'angle de coupe. A partir de la statistique d'un grand nombre de mesures sur la même coupe, une exploitation mathématique permet de remonter à l'espacement réel. Document IRSID, groupe Arcelor. Figure 10-1-2 : Micrographie optique après attaque nital d'un échantillon d'acier Fe-O, 55C-5,4Mn austénitisé pendant 20 min à 1200 OC, puis recuit pendant 16jours à 625 OC. Les cellules perlitiques apparaissent en contraste sombre, la matrice est martensitique. Document University of Virginia, USA ;voir [HutOl]

Figure 10-1-3 : Schémas de croissance perlitique dans le cas de la progression par marches: A) cellule en croissance à partir du joint de grain ; B) interface de croissance à l'échelle microscopique avec les marches mobiles ; C) répartition des précipités dans le cas d'une précipitation interphase dans laferrite, par exemple de carbures VC.

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LA TRANSFORMATION PERLITIQUE

globalement isotrope et forme des cellules appelées aussi nodules ou encore colonies (fig. 10-1-3 A). Au sein d'une même cellule, la ferrite et la cémentite sont deux monom'staux interpénétrés avec des relations d'accolement définies, constituant un monocristal biphasé. Les relations d'orientations cristallographiques préférentielles ont été beaucoup étudiées, mettant en lumière des résultats parfois contradictoires. Les trois principales orientations de la perlite ainsi que celles rencontrées pour la cémentite proeutectoïde sont indiqués dans le tableau 10-1-4. La corrélation entre telle ou telle orientation et la composition initiale ou le sous-refroidissement, n'est pas vraiment convaincante. Par contre, l'orientation peut dépendre de la phase au contact de laquelle s'est produit la germination. Des observations fines ont montré qu'une germination à partir de la cémentite pour les compositions hypereutectoïdes produit un perlite avec les orientations de Pitsch/Petch van99bl. En conséquence, un même grain d'austénite peut générer des cellules perlitiques avec plusieurs couples d'orientations à cause de voisinages différents au joint. Le joint est rarement envahi par une seule phase, à moins de composition fortement hypereutectoïde, il y a des zones de contact yly, et d'autres de contact cémentitely. Tableau 10-1-4 :Principales orientations cristallographiques entre la cémentite et lausténite et entre la cémentite et la ferrite de la perlite. Les plans d'habitat atomiques sont mentionnés. Type FarooqueIEdrnonds cémentitelausténite

Relation écart 3" de ; O]c // [02i]y; [OO~IC // [512]y [lOO]c // [ l 1 2 1 ~[O1

Plan d'habitat

PitschPetch cémentitelausténite

(1OO)c // (554)~;( 0 1 0 ) ~// (11 0 ) ~(001)~ ; // (%)Y

PitschPetch: perlite

(001)c // (52i)a; (010)c écart 2-3" de [113]a (100)c écart 2-3" de 1131]a

(00 1)c // (2i 5 ) a

Bararyatski: perlite

(100)c // (0il)a; (O10)c // ( 1 i i ) a ; ( 0 0 1 ) ~// (211)a

( 0 0 1 ) ~// (11Z)a

Isaichev: perlite

[010]c // [ l l l l a ; (101)c //(11T)a

(101)c //(11T)a

Structure et espacement lamellaires Suivant les alliages et les conditions thermiques, la perlite se présente sous forme de lamelles régulières, bien parallèles à l'intérieur d'un grain ou bien sous forme de faisceau de lamelles plus ou moins courbes. En microscopie électronique à transmission, l'interface cémentitelferrite révèle des marches de quelques nanomètres de hauteur qui permettent d'ajuster les changements de direction ou d'épaisseur des lamelles, leur courbure macroscopique (figures 10-1-3 B, C et 10-1-5). Dans la gamme des températures de la transformation perlitique, dzférenh modes de c~oiwamesontpossib/e~et en particulier la progression par marches (g 9-3). La croissance de chaque phase s'effectue par progression latérale de marches mobiles et le front global de la transformation avance perpendiculairement par empilement des terrasses ainsi formées. Le mode de croissance prend en compte la cristallographie de chacune des phases par les relations d'accolement et la diffusivité des éléments. La croissance des deux phases est synchronisée. C'est la cinétique de balayage

MICROSTRUCTURE DES ACIERS ET DES FONTES

Figure 10-1-5 : Lamelle de cémentite perlitique. Micrographie en transmission d'un acier XC5O traité à 550 OC. Document IRSID, groupe Arcelor:

pour chaque phase qui adapte l'espacement interlamellaire par formation de décrochement sur l'interface ferrite/cémentite. Une preuve expérimentale du mécanisme proposé est la détection de marches et éventuellement la précipitation interphase dans la ferrite perlitique (figures 10-1-3 B et C). La précipitation se produit sélectivement sur les larges faces des terrasses immobiles plutôt que sur les nez de marches mobiles [Hac87a], [Hac87b], [Zho91], [Zho92], Fou95bI.

A la différence d'une croissance classique de précipité, le développement des cellules biphasées se fait par diffusion à l'interface perlite/austénite en adaptant l'espacement interlamellaire à l'écart avec la température d'équilibre [Zac62]. L'espacement inter-lamellaire peut varier dans une large gamme de valeurs, de quelques micromètres à quelques centièmes de micromètres. Les modèles et l'expérience établissent la corrélation avec le sous-refroidissement, c'est-à-dire l'écart entre la température effective de la transformation T et la température de la réaction eutectoïde TE pour la composition considérée. L'espacement S est inversement proportionnel au sous-refroidissement dont la valeur peut atteindre plusieurs centaines de degrés. La perlite peut se former à une température aussi basse que 35 OC dans le cas d'aciers à grains grossiers. L'espacement interlamellaire est exprimé par :

la constante A dépend des grandeurs thermodynamiques du système.

Dégénérescence de la microstructure Lors de maintien en température la microstructure évolue vers une configuration énergétiquement plus économe en diminuant le rapport surface/volume des lamelles de cémentite. Ces dernières se transforment en globules d'où le nom de perlite globulaire, et la matrice ferritique devient continue. Cette transformation s'accompagne de la perte des relations d'accolement préférentiel. Des traitements thermiques sont quelquefois pratiqués pour obtenir ce résultat et adoucir l'acier et le rendre plus ductile. Des zones de lamelles plus grossières peuvent être observées au milieu de cellules perlitiques. Ce phénomène n'est pas rare, il est difficile à repérer compte tenu du fait que l'espacement lamellaire apparaît irrégulier sur une coupe qui sectionne obliquement la plupart des lamelles de la figure 10-1-7. Un mécanisme possible est la coalescence discontinue.

LA TRANSFORMATION PERLITIQUE Figure 10-1- 7 : Micrographie électronique d'un acier Fe-0,SC-O, 7Mn à structure perlitique avec une attaque profonde. Une zone entre des cellules ou dans ce cas à un joint de grain triple, a un espacement interlamellaire signzficativementplus grand. Document INPG, Grenoble et IRSID, groupe Arcelor

A partir d'une structure déjà constituée de cellules perlitiques, de nouvelles cellules naissent aux joints de grains et se développent selon un mécanisme de diffusion au front de la transformation. La structure se réorganise complètement, les nouvelles lamelles ont un espacement deux à trois fois plus grand. Il est possible d'imaginer que la recalescence joue un rôle en activant la diffusion.

Eutectoïde divorcé Dans certaines conditions de refroidissement suffisamment lentes et à une température proche de la température de transformation eutectoïde, la croissance de la cémentite a lieu sans aucune coopération avec la ferrite, la croissance est dite divorcée ou découplée Fer98bl. La matrice à la composition eutectoïde est transformée directement en une dispersion de carbures de cémentite ultrafins, bien sphéroïdaux dans une ferrite à grains fins. Cette dernière transformation est connue sous le nom de DET (Divorced Eutectoid Tran.$ormation). Il s'agit d'un passage direct à une morphologie globulaire.

10-2 Cinétique de la transformation perlitique La croissance des cellules La transformation perlitique est de type discontinue, c'est-à-dire qu'une zone transformée assimilée à une cellule où sont apparues les phases stables progresse aux dépens de la zone non transformée où subsiste la phase mère sursaturée (figures 10-1-2 et 10-1-3 A). Elle est gérée par un processus de germination des cellules puis de leur croimnce et obéit à des lois classiques de type Johnson-Mehl-Avrarni. y, =

1 - exp(-kP)

oùy est la fraction transformée, k et n des paramètres expérimentaux.

(10-2- 1)

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LA MICROSTRUC~UREDES ACIERS ET DES FONTES Figure 10-2-2 : A) Courbe de la relation 10-2-1 tracé pour une température. B) Report d'un état davancement donné, par exemple 5 %, 50 % et 95 % dausténite transformée pour chaque température.

y est représentée par une sigmoïde en fonction de log(t) pour chaque température. Une courbe peut être tracée dans laquelle des valeurs où la transformation a un certain degré d'avancement sont sélectionnées (fig. 10-2-2). L'usage est de considérer le début de la transformation poury à 1 ou 5 %, la moitié de la transformation à 50 O/O et la fin de transformation à 95 ou 99 O/O. Le lieu des points représentatifs en fonction de la température dessine la courbe TTT comme Taux de transformation, Temps, Température présentée tj 9-2. Ces courbes sont dites courbes en nez ou en "C" car elle présente un maximum de cinétique. L'existence d'un optimum s'explique par l'opposition de deux effets : à température peu en dessous de la température eutectoïde (au dessus d u nez) le sous-refroidissement est faible et, par conséquent, la force motrice chimique nécessaire pour la germination est faible, la taille critique que les germes doivent atteindre pour être viables est plus grande et ils sont en nombre limité malgré une diffusion plus active qui accroît la probabilité pour que le germe se développe rapidement, par contre, à température plus basse, le nombre de germes est élevé mais leur croissance est faible.

10-3 Rôle des éléments d'addition Aspect phénoménologique : modification des courbes TTT La cinétique de transformation est très variable selon la composition de l'alliage. Cet effet est témoigné par les courbes TTT dont la littérature comporte une riche bibliothèque où figurent la plupart des produits commerciaux classiques. Trois courbes TTT typiques sont présentées (fig. 10-3-1). La fraction transformée est tracée en fonction du temps en échelle logarithmique et de la température. La taille de grain initiale est mentionnée car il faut considérer que la germination de la perlite a lieu préférentiellement et presque exclusivement aux joints de grains, ce paramètre a donc une incidence sur la cinétique.

TRANSFORMATION PERLITIQUE

199

Les aciers choisis ont pratiquement la même teneur en carbone et de faibles écarts en éléments d'alliage. Pourtant les courbes correspondantes sont très différentes. La courbe de l'acier C35E4 est une courbe en nez. La rapidité de la transformation rend impossible de mesurer la cinétique au nez de la courbe. La courbe TTT de l'acier 37Cr4 est décalée à cause d'une teneur de 0,9 % en chrome (la norme est autour de 1 %). Pour l'acier 36NiCrMo16 les deux domaines perlitiques et bainitiques deviennent deux courbes en nez distinctes avec un fort décalage pour le domaine perlitique à cause de la présence de davantage de chrome, de nickel et aussi de 0'23 Oo/ de molybdène. Les transformations sont beaucoup plus lentes. Tous les éléments d'addition, y compris le carbone, mais excepté le cobalt, modifient les courbes TTT. Ils retardent h germination, ralentissent la croixsance e t mod$ent des équilibres de phases. Certains éléments comme le manganèse, le silicium, le soufre, le phosphore où l'aluminium sont toujours présents en faible quantité comme résidus de l'élaboration et les effets sont considérés comme négligeables faute de meilleure approximation. Des additions plus significatives modifient le domaine de l'austénite qui est diminué par des éléments alphagènes, comme le chrome et le silicium, ou augmenté par les éléments gammagènes comme le nickel et le manganèse. En conséquence, la température A l de la transformation eutectoïde est élevée par les alphagènes et abaissée par les gammagènes (voir $4-4 et 14-3).

Retard de la germination Le fait observé est que le temps nécessaire pour l'apparition de la perlite ou temps d'incubation est augmenté. Les courbes de début de transformation sont décalées vers la droite. Les mécanismes suivant lesquels les éléments d'alliage retardent la germination sont complexes. Comme pour toutes les germinations, la diffusion joue un rôle significatif Ipus9OI. En pratique, il est connu qu'un grain grossier retarde la germination, l'alliage est privé de sites riches en défauts qui sont des sites potentiels de germination. Le joint de grain est aussi un lieu privilégié d'échanges diffusifs. La germination de la perlite est souvent celle d'un eutectoïde divorcé, c'est-à-dire que l'une ou l'autre des phases sert de germe. Dans ce cas, l'inhibition de la formation de la ferrite ou de la cémentite retarde la transformation. Cet argument est évoqué pour le nickel. Par ailleurs, certains éléments d'alliage qui ségrègent aux joints de grains changent localement la force motrice chimique de germination. Un exemple particulièrement significatif est celui du bore qui retarde considérablement la germination de ferrite aux joints de grains [Sak84]. Le bore a focalisé l'intérêt dans les années 60. Cet élément est efficace même à très faible concentration globale car le rapport de concentration en bore entre le joint de grain et Za zone intergranulaire peut devenir très grand et croît avec l'abaissement de température. Le problème est que le bore est susceptible de s'associer à d'autres éléments pour former des phases, des carbo-borures ou boro-nitrures comme C r B N , parfois fragilisantes, donc néfastes.

200

LA MICROSTRUCTURE DES ACIERS ET DES FONTES Figure 10-3-1 : Courbes TTT (taux de transformation-temps-température) de trois aciers de teneurs en carbone similaires respectivement :C35E4 (1'1035)' 3 7Cr4 (1,5135) et 36NiCrMo16 (1,6773). Les compositions en pourcentages massiques sont indiquées dans le tableau suivant dans lequel les éléments principalement responsables de la mod$cation des courbes sont indiqués en gras. Les autres éléments et impuretés ont des teneurs faibles classiques pour ce genre d'aciers soit Mn-O, 6% et Si-O, 3 %. C

Ni

Cr

Mo

La grosseur de grain des échantillons initiaux est 10-12 (échelle normalisée). Ces derniers ont été austénitisés à 850 OC pendant 30 min. Cette température est choisie au dessus des températures Ac1 transformation de la perlite en austénite au chauffage et Ac3 transformation de toute la ferrite résiduelle en austénite au chauflage. Les échantillons ont été portés très rapidement à dzflérentes températures pour subir un maintien isotherme au cours duquel sont détectés les changements structuraux. Les courbes de début et Jin de transformation sont indiquées en traits pleins. Les phases présentes sont marquées A pour austénite, Fpour ferrite, Cpour cémentite et Mpour martensite. F+Cpeut correspondre aussi bien à la perlite qu'à la bainite. D'après 1 'Atlas de 1 'IRSID, [Atlas]

LA TRANSFORMATION PERLITIQUE

201

Pour éviter ces inconvénients, la procédure d'élaboration de l'acier a u bore doit comporter des étapes supplémentaires comme la neutralisation de l'azote résiduel avec d u titane par formation de carbo-nitrure insoluble. Les éléments carburigènes (Cr, Mo, W, V, Ti, Nb) sont connus pour retarder sélectivement la germination de la perlite.

Mécanismes de ralentissement de la cinétique de croissance L'effet des éléments d'alliage a été établi dans la première moitié du 2oèmesiècle avec la constitution de toute une bibliothèque de courbes TTT pour l'optimisation des nuances d'aciers. L'étude des mécanismes de la transformation a commencé et s'est poursuivie pendant toute la seconde moitié du siècle et est devenu un sujet d'actualité à cause des progrès dans la modélisation de phénomènes diffusifs complexes. Les références suivantes indiquent d'une part quelques repères fondamentaux: [Zen46], [Cah62], [Hi171], [Hon76], [Hil81], [Hi198], d'autre part des études sur le comportement au niveau de l'interface: (paz761, [Fri77J, Few851, Fac99bl. Lors de la croissance de la cellule de perlite, les échanges diffusifs se font essentiellement le long de l'interface c t l y qui est considérée comme un véritable court circuit de diffusion. Comme le carbone diffuse très rapidement, l'équilibre thermodynamique peut s'établir facilement à l'interface de croissance pour les alliages Fe-C, la croissance est commandée principalement par la diffusion du carbone. Les éléments métalliques dont la diffusité est inférieure de plusieurs ordres de grandeur à celle du carbone, s'échangeront plus difficilement même à travers le joint de grain. Il faut alors considérer que s'établissent des équilibres locaux à l'échelle atomique, sur les quelques dizaines de rangées que comporte chaque lamelle. Ces équilibres ont lieu entre ferritelausténite et cémentite/austénite respectivement, avec la condition à respecter que le potentiel chimique du carbone soit le même partout à l'interface. Suivant les hypothèses, différents types d'équilibres déjà détaillés $ 9-4 ont été définis et sont pris comme référence de façon classique [Hi198]. Les équilibres suivants associés à différents modes de croissance sont rencontrés dans une gamme de température décroissante.

L'équilibre thermodynamique total requiert une diffusion à longue distance de tous les éléments, ce qui n'est possible que pour les plus hautes températures. Une telle situation n'est jamais atteinte en pratique industrielle. Le mode en équilibre local (LE) donne naissance à "l'ortho-perlite" qui apparaît sous deux morphologies suivant deux gammes de conditions. Les conditions d'équilibre local à l'interface sont applicables pour le carbone et le soluté. Mais, de plus, l'équilibre global est établi pour le carbone, son potentiel chunique s'égalise à longue distance. Il a été montré que de telles conditions favorisent un ralentissement de la croissance et un accroissement de l'espacement interlamellaire au cours d'une transformation isotherme. Ces conditions correspondent à unefaible ~ u ~ s i et o trne n vitesse de moirsance lente. C'est la perlite divergente qui se forme (fig. 10-3-2), VutOl]. Dans l'autre gamme de conditions, l'équhbre local est établi vis-à-vis du carbone et des

LA MICROSTRUCTURE DES ACIERS ET DES FONTES Figure 10-3-2 : Micrographie optique après attaque nital d'un échantillon d'acier Fe-O,55C-5,4Mn austénitisé pendant 20 min à 1200°C, puis recuit pendant 16 j à 625 OC. La matrice entourant les cellules perlitiques est martensitique. Document University of Virginia, USA, voir [HutOl]

solutés seulement à l'interface (NP-LE). Il ne se produit plus de flux de soluté à longue distance, l'espacement se maintient constant. La perlite déja montrée figure 10-1-1 est dite constante. Lorsque la température est assez basse, c'est le mode depara-équilibre (PE) qui s'établit dans lequel seul le carbone diffuse à l'interface ou bien un mode intermédiaire de type (NP-LE) avec équilibre local vis-à-vis du carbone et redistribution partielle des éléments lourds sans mise en équilibre (voir g 9-4). Les phases de la perlite formées dans ces conditions n'ont pas une composition conforme aux équilibres de phases. Ainsi, la cémentite peut se retrouver trop riche en nickel, en cuivre ou trop pauvre en chrome. L'équilibre se rétablit par diffusion entre les lamelles en arrière du front de transformation. Le retour à la composition d'équilibre peut provoquer le rejet d'un élément d'alliage. Par exemple, des précipités de cuivre ont été observés à l'interface ylcémentite [Kha93].

Comportement des éléments d'alliage Le comportement est propre à chaque élément d'alliage en fonction de sa répartition entre la cémentite et la ferrite et de sa diffusivité. Le silicium est soluble dans la ferrite dans laquelle il diffuse facilement, par contre il n'est pas admis dans la cémentite (ou peut être avec une teneur extrêmement faible). En conséquence, c'est la diffusion du silicium qui commande totalement la cinétique et constitue une étape lunitante. L'effet ralentisseur est considérable, il est sensible même à l'état de trace dans l'alliage initial [Tnd97], [IInd02]. Pourtant, une fois présent dans l'alliage, la concentration ne semble pas avoir d'influence sur la vitesse de croissance globale de la perlite. La perlite se forme de façon similaire dans les aciers avec des teneurs de l'ordre de 0,4 à 0'7 % de silicium et dans les fontes grises dans lesquelles la teneur en silicium est beaucoup plus forte, de l'ordre de 2 à 3,4 % de silicium [Lac99b]. Cet effet est plus modéré pour d'autres éléments quand ils sont en faible concentration, ou bien lorsqu'ils peuvent se partager entre la cémentite et la ferrite comme c'est le cas pour le manganèse, le chrome et le cobalt.

203

LA TRANSFORMATION PERLITIQUE

Le cas du nickel est particulier. Il ne se redistribue mal entre les phases (aussi bien austénite/ferrite que austénite/cémentite) et la croissance est possible seulement en mode de para-équilibre. L'explication tient peut être à une solubilité probablement très faible dans la cémentite et à une faible diffusivité dans la ferrite. Les hypothèses sur de tels échanges diffusifs locaux s'appuient sur des résultats expérimentaux et des modélisations. La transition entre les deux modes équilibre local/para-équilibre est franche et se passe à une température propre à chaque composition d'alliage en fonction de la difhsivité des divers éléments [Tew85].

Formation d'autres structures perlitiques De nombreuses réactions eutectoïdes sont dites perlitiques, elles se rencontrent dans les aciers contenant des éléments d'alliage susceptibles de former d'autres carbures que la cémentite. Dans la gamme de températures de la perlite classique, deux autres perlites lamellaires de type y a + carbure peuvent se former en fonction de la teneur en chrome, correspondant respectivement aux réactions y -+a+ M23C6(aciers à 10-12 %Cr) et y a + M7C3 (aciers à 5 % Cr) Kay981. En comparaison avec les alliages Fe-C, la structure perlitique peut être un peu plus fine pour une transformation à température donnée si l'écart avec sa prope température d'équilibre est plus grand. L'effet est limité et n'a pas d'incidence significative sur les propriétés mécaniques. A haute température, c'est la ferrite 6 qui se décompose dans les aciers riches en tungstène ou en molybdène par une réaction perlitique autour de 800-1 100 OC [ K u o ~ ~(T(uo551, ], [Fri77] en formant la perlite 6 : 6 6 y + M6C.

+

+

L'exemple de la figure 10-3-3 est celui d'un acier à outils au tungstène. La perlite 6 s'est formée pendant un refroidissement continu lié à l'avancée d'un barreau de solidification unidirectionnelle dans un gradient thermique. La trempe en cours d'expérience a permis de figer tous les stades de l'évolution. Le cœur de la dendrite formé au début de la solidification est constitué de ferrite 6 entouré d'austénite. L'interface 6/y est matérialisé sur la micrographie par un chapelet de précipités, un marquage similaire aux cas présentés 6-5)

(s

Figure 10-3-3 : Micrographie électronique d'un échantillon d'acier à outils type T (Fe-0,52C-3,8Cr-0,5Mo-1V-18,8W) solidifié unidirectionnellement et trempé en cours de tirage. Les précipités interdendritiques grossiers, en arêtes, sont les carbures eutectiques M6C. Document INPG, Grenoble, Fr

204

LA MICROSTRUCTURE DES ACIERS ET DES FONTES

à propos de la transformation péritectique. Le front de transformation progresse à partir de cet interface, de la bordure vers le centre. L'observation est que l'espacement lamellaire diminue en direction du centre de la dendrite. Entre la température du début de la transformation et le moment de la trempe qui a figé le front, il y a un intervalle de plusieurs centaines de degrés. Aussi, les espacements accommodent l'évolution des échanges diffusifs qui changent à la fois à cause de la température et d'aneprobable s&r@ation.

Une préc$itation discontinue génère le même type de morphologie que la perlite. Dans le domaine de stabilité de l'austénite de nombreuses précipitations adoptent, en fonction des conditions, une structure cellulaire biphasée. Ce ne sont pas des perlites mais de simples précipitations cellulaires. Citons la précipitation de M23C6,O (fig. 19-8-3), Cr2N ([Van95], [Kik9O]), Ni3Ti (fig. 22-2-55).

10-4 La redissolution de la perlite L'ziusténitisation En général, les structures perlitique, bainitique et martensitique se transforment en austénite au chauffage de façon relativement rapide. Pour la plupart des aciers, le temps d'austénitisation est fxé à 30 min, ce qui prend en compte largement une redissolution complète aux températures supérieures à 800 OC. La redissolution de la perlite ne pose pas vraiment de problème. Par contre l'étape plus difficile est l'homogénéisation de l'austénite à cause surtout des ségrégations de solidification, des phases eutectiques ou de carbures proeutectoïdes. La germination de l'austénite est instantanée dans le cas des aciers ordinaires, par contre la présence d'éléments d'alliage a un effet retardateur qui est traduit par des temps d'incubation plus longs. La croissance est commandée par diffusion dans laquelle les éléments d'alliage jouent un rôle ralentisseur en fonction de leur diffusivité [Sht99b]. Compte tenu de la gamme de température plus élevée que pour la transformation perlitique, la diffusion est plus rapide. Il faut considérer que la diffusion est active suivant trois modes : intergranulaire, interfacial aux interphases et intragranulaire. La différence de cinétique entre la diffusion inter et intra granulaire est moins sensible que pour les basses températures, cependant une différence subsiste puisque la température est encore loin du point de fision de la matrice. Deux cas sont présentés en rapport avec la morphologie de la perlite :

La perlite est globulaire Une analyse fine révèle que le mécanisme de formation de l'austénite est assez complexe et se fait en une succession d'étapes décrites de façon schématique figure 10-4-1 à partir de l'observation du comportement lors du chauffage rapide en continu d'un acier eutectoïde (figures 10-4-2 A et B) [I 1 Yo) puisque cet élément inhibe la formation de cémentite.

Les aciers àI traitements thermiques Une qualité primordiale de l'acier est son adaptabilité. Cette qualité est particulièrement développée dans le cas des aciers à traitements thermiques. La gamme de possibilités est très vaste, car de faibles modifications de composition peuvent changer de façon significative la réponse du matériau aux traitements thermiques.

18-1 Les traitements classiques des aciers hypoeutectoïdes Notion de trempabilité Les aciers dits à traitements thermiques doivent leurs propriétés au choix et au contrôle rigoureux des traitements thermiques, thermomécaniques ou thermochimiques susceptibles d'orienter la formation de différents constituants : perlite, bainite ou martensite. Ces aciers servent à fabriquer une grande variété de produits moulés, usinés ou forgés susceptibles d'être durcis après leur mise en forme. L'optimisation de l'acier tient au couplage entre les traitements thermiques et la composition. Il a été précédemment montré que l'addition de certains éléments joue un rôle important en différant et inhibant les transformations perlitique et bainitique. Les courbes TTT et TRC sont décalées vers les temps plus longs 10-3 et fig. 10-3-1). Dans ce cas, l'acier peut se transformer en martensite plus facilement, même lors de refroidissements relativement lents. Cette aptitude essentielle est désignée sous le nom de trempabilité. Concrètement, il faut choisir une nuance appropriée lorsque la pièce à traiter est volumineuse et par conséquent se refroidit beaucoup plus lentement à cœur qu'en surface. Les atlas [Atlas] ou les recueils de normes comportant les courbes TRC et TTT servent de guide pour ce choix. Les traitements thermiques des aciers sont détaillés dans de nombreux ouvrages PGa801, [Con92].

(s

Les traitements thermiques isothermes L'austénitisation est la première étape indispensable précédant tout traitement thermique. Elle consiste en un maintien en température nécessaire pour transformer l'acier en austénite. Les aciers hypoeutectoïdes sont faciles à remettre en solution. Les temps de maintien sont classiquement de l'ordre de 30 min pour des températures situées dans un intervalle

L.4 MICROSTRUCTURE DES ACIERS ET DES FONTES

Figure 18-1-1 : Micrographie optique d'un acier 1OOCr6 ayant subi un maintien à 81 0 O C suivie d'un refroidissement lent à 5-1 O "Ch entre 750-650 OC. La matrice est de laferrite et 1esJins précipités sont de la cémentite. L 'alignement des petits précipités semble garder la trace des anciennes lamelles de la perlite originelle (voir zone encerclée). Document SNR Roulements, Annecy, Fr

de 825 à 950 OC suivant les nuances. Une température trop élevée provoque un grossissement de grain nuisible à l'obtention de bonnes performances mécaniques. L'adoucissement est le traitement thermique dans la gamme de températures de 100-200 OC, nécessaire pour diminuer le niveau de contraintes et améliorer la ténacité. La trempe a transformé l'acier en martensite dure et très fragile. Le recuit a pour effet d'éliminer une partie des défauts (dislocations, etc.). C'est pourquoi le traitement est qualifié de traitement de détentionnement. Cependant l'évolution chimique de la martensite (formation d'amas de carbone, g 11-4) s'accompagne d'une légère diminution de dureté mais la microstructure présente encore les caractéristiques de la martensite. Le terme de revenu désigne le traitement dans la gamme de températures 500- 600 OC. Le carbone piégé dans le réseau de la martensite forme des précipités de cémentite. Les précipités sont fins, de l'ordre du micromètre, mais cependant trop grossiers pour induire un durcissement structural. Une structure assez similaire mais plus grossière est celle de la perliteglobulaire obtenu lors de maintien en température de la perlite lamellaire dont la microstructure dégénère (fig. 18-1- 1). Le revenu est souvent un traitement transitoire pour rendre le matériau est suffisamment ductile pour être usiné et mis en forme facilement. Un traitement thermique ultérieur confère les caractéristiques mécaniques voulues à la pièce finie. En présence d'éléments d'alliage, d'autres précipités se forment, par exemple VC, NbC, etc. Ils sont plus fins, mieux répartis que la cémentite. Ils induisent un durcissement secondaire stable pour des températures inférieures à 550 OC environ (g 11-4). Les aciers ainsi durcis présentent un bon compromis duculité/durcissement.

Le refroidissement continu Le refroidissement d'une pièce se passe la plupart du temps de façon continue. Prenons l'exemple de l'acier 36NiCrMo16 (1,6773) (fig. 18-1-2 A) avec des transformations très

LES ACIERS A TRAITEMENTS THERMIQUES

Figure 18-1-2 : Courbe de transformation TRC de deux nuances classiques d'aciers martensitiques austénitisés pendant 30 min à 850 OC.La dénomination des constituants est usuelle, soit A =austénite, F=ferrite, C= cémentite associée à la ferrite, c = cémentite de précipitation secondaire, F+C signiJieperlite ou bien bainite. Les courbes en pointillés sont la@ontière pour laquelle 50 % dausténite a été transformée, les petits chzfles près d'un ligne de transformation indiquent le pourcentage d 'austénite transformée dans le domaine précédent. Les duretésfinales sont marquées dans la barre inférieure pour chaque vitesse de refroidissement soit en unités Rockwell, soit en unités Yickers pour les faibles valeurs. A) acier hypoeutectoïde 36NiCrMo/l, 6773/ (0,34C-3,7Ni-0,35Mn-0,26Si-1,54Cr-0,31 Mo): les duretés sont mesurées après trempe et maintien 2min dans l'azote liquide. B) acier hypereutectorde 1OOCr6/L3/52100/A573Gr70 (1C-0,3Mn-1,71Cr-0,04Mo-0,14Cu,. Document adapté d'après 1 'Atlas de I'IRSID [Atlas].

retardées par la présence de nickel, de chrome et molybdène. Une pièce massive dans un tel acier peut développer une structure homogène martensitique aussi bien en surface qu'à cœur. Des processus de trempe évolués deviennent possible, comme la trempe dite étagée : c'est-à-dire une trempe à une température au dessus du point Ms puis un maintien à cette température avant de subir une trempe martensitique à la température ambiante. L'avantage de cette trempe est de diminuer le niveau de contraintes dans le produit final.

Les traitements thermiques et thermochimiques superficiels Une pièce entièrement martensitique peut être trop rigide et fragile en fonction de l'usage aussi un traitement affectant seulement la surface de la pièce s'avérer préférable. Ce dernier est réalisable en chauffant un volume superficiel par chauffage inductif en continu, ou chauffage laser lorsque la zone à traiter est petite. La microstructure d'une pièce ainsi traitée présente tout un échelonnement de constituants (fig. 18-1-3A) conformément à la courbe TRC (fig. 18-1-2 B). Les micrographies des figures 18-1-3 B et C correspondent à deux zones distantes de 1mm dont l'une à cœur est ductile, et l'autre en surface est très

LA MICROSTRUCTURE DES ACIERS ET DES FONTES

Figure 18-1-3 : Micrographies optique d'un échantillon d acier Fe-O,4C-O,7Mn-O,O3P-O,O4S-O,2Si-O,OO2B qui a subi un traitement de surface par induction, attaque nital. A) zone de transition, B) cœurferrito-perlitique, C) zone martensitique du bord de la pièce. Entre les deux zones, la structure est mixte avec les trois constituants :ferrite, perlite et martensite. Document INPG Grenoble, Fr

dure. De tels traitements sont très pratiqués avec de multiples variantes pour durcir des pièces d'aciers qui doivent résister à une usure superficielle telles que engrenages, arbres, etc. [Bro92]. La deuxième méthode pour durcir superficiellement consiste à changer la composition de l'alliage en surface par cémentation ou nitruration. Le traitement thermique est homogène dans toute la pièce. La zone à forte concentration en carbone ou azote forme par trempe une martensite dure (voir g 8-3).

18-2 Les traitements spécifiques des aciers hypereutectoïdes Les aciers autour de 1 % de carbone, dits aciers à roulement Les aciers hypereutectoïdes contiennent des carbures secondaires de cémentite qui sont plus grossiers que les carbures perlitiques, donc plus difficiles à remettre en solution.

L E S ACIERS À TRAITEMENTS THERMIQUES

Figure 18-2-1 : Micrographie optique d'un acier 1OOCr6 ayant subi une austénitisation à 850 OC suivie d'une trempe. Document SNR Roulements, Annecy, Fr

Le temps d'austénitisation doit être adapté et la température doit être suffisamment élevée. Il n'est cependant pas toujours possible de redissoudre tous les carbures à cause des éléments d'alliage qui rétrécissent la fenêtre d'austénitisation. De plus, la dissolution complète des carbures donne une austénite à forte teneur en carbone dont la température M j est abaissée. Une trempe ordinaire à la température ambiante n'aboutira pas à la transformation totale en martensite. Aussi, une austénitisation à température plus basse peut être préférée malgré une dissolution incomplète des carbures secondaires et l'inconvénient de les faire grossir. La présence de carbures avant la trempe est consignée sur la courbe TRC par la mention A + c (fig. 18-1-2 B). La microstructure obtenue après trempe comporte encore les carbures, et la martensite (fig. 18-2-1). La martensite se présente en lattes relativement fines car leur développement est limité par la présence des carbures. Le matériau obtenu a une grande dureté conférée par la martensite, une bonne résistance à l'abrasion conférée par les carbures et la martensite. En définitive, la microstructure idéale dans le cas des aciers à fort carbone, des fontes et aussi des aciers alliés, est une répartition homogène de la structure de revenu et l'absence d'austénite résiduelle. Pour atteindre cet objectif, le compromis pratiqué est un traitement thermique comportant une étape de dissolution suivie d'une étape de courte durée à plus basse température pendant laquelle la matrice s'appauvrit en carbone par formation de précipités, ce qui a pour conséquence le relèvement de la température MT Ce dernier traitement est dit dé~tabiIisationde I'amténite. Lorsque la matrice est chargée en carbone, les contraintes internes engendrées par la transformation martensitique peuvent être colossales. Une pièce brute de coulée est extrêmement dure et fragile. Dans le cas extrême de grosses pièces de fonderie comme un cylindre de laminoir, les contraintes sont telles que la pièce peut devenir une bombe au démoulage. Le traitement de détentionnement à 200 OC est indispensable pour diminuer le niveau de

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LA MICROSTRUCTURE DES ACIERS ET DES FONTES

contraintes. Par ailleurs l'adoucissement et le revenu induisent les précipitations déjà mentionnées ( $ 11-4).

Les aciers à très haut carbone Les aciers contenant de 1 à 2,l % de carbone, désignés par UHC ( U h High Carbon steels), ont été particulièrement étudiés ces dernières décennies. Il a été montré qu'ils avaient un comportement superplastique à des températures intermédiaires, autour de 800 OC, rendant possible des traitements thermomécaniques de laminage par exemple. La structure résultante comporte une grande densité de carbures finement répartis et sphéroïdisés dans une matice ferritique qui lui confère une excellente ténacité [She85b].

18-3 Les aciers à outils et aciers rapides Caractéristiques Les aciers à outils sont destinés au travail d'autres aciers, ils doivent être durs avec une bonne ténacité et une bonne résistance à l'abrasion. Certaines nuances sont nommées aciers rapides à cause de leur capacité à rester dures même lors de la coupe de métaux avec une vitesse rapide, malgré l'échauffement de l'outil de coupe. La dureté de ces aciers peut atteindre 1000 Hv Ils sont durcis par la présence de carbures complexes, très durs, enchâssés dans une matrice suffisamment résistante [Hoy88], (annexe 22-8). L'optimisation de ces aciers est la réponse à quatre questions : 1- quels éléments d'alliage faut-il choisir pour former des carbures ou d'autres phases plus performantes que la cémentite ? 2- quelle est la fourchette de composition pour obtenir une forte proportion de carbures ? 3- comment leur conférer une morphologie qui ne rende pas l'acier fragde ? 4- comment obtenir une matrice à la fois dure et tenace ? Les carbures des aciers de coupe rapide sont principalement de type MC, M6C et M2C qui sont durs et très stables, surtout dans le cas des carbures MC (cubiques type VC). Les trois éléments d'alliage usuels, susceptibles à la fois de générer ces carbures et de permettre un bon durcissement de la matrice par traitements thermiques sont le tungstène, le molybdène et le vanadium (tableau 18-3-1). Une teneur en chrome minimale de 4 '/O permet d'éviter la formation de cémentite qui résiste mal à la corrosion à chaud. La teneur en carbone est en général limitée autour de 0,8 à 1 % afin de permettre une remise en solution de la plus grande partie des carbures pendant l'austénitisation. La teneur enpo~rcentage atomigzie de (W+Mo+V) est limitée à environ 15 %. Au delà de ces limites, des carbures primaires de solidification se forment avec des morphologies très grossières. Dans la fourchette de composition considérée, les carbures de solidification sont des carbures eutectiques VC, M6C, M2C (Mo2C) (figures 5-6-13,5-6-12,6-3-6,6-3-7 et 6-5-10). Lorsque les aciers sont utilisés bruts de coulée dans les grosses pièces de fonderie, certains carbures de solidification posent des problèmes de ténacité parce qu'ils sont facettés et

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LES ACIERS A TRAITEMENTSTHERMIQUES

Tableau 18-3-1 : Composition nominale de trois aciers rapides de base, TF est la température de forgeage et T y la température d'austénitisation (d1après[Hoy88]. # signiJie alliage pour métallurgie des poudres Type d'acier

C%

W%

Mo%

Cr%

V%

TFOC

T, OC

fragdes et d'autres à cause de la mauvaise tenue à l'oxydation à chaud [Hwa98]. C'est une optimisation très pointue des proportions des divers éléments carburigènes et de la teneur en carbone qui permet de prévoir les chemins de cristallisation et de contrôler ainsi la nature des carbures formés [T