Stabilité thermique de l’austénite retenue dans l’acier bainitique : une étude in situ

Introduction

Les aciers bainitiques sans carbure dans lesquels une proportion de la microstructure consiste en un mélange de ferrite bainitique et d’austénite retenue enrichie en carbone sont maintenant bien établis comme certains des matériaux d’ingénierie les plus sophistiqués. Les applications vont des alliages formables pour l’industrie automobile (Matsumura et al.1987a,b), aux fontes ductiles (Rundman & Klug 1982), aux lignes ferroviaires (Yates 1996 ; Bhadeshia 2007) et aux blindages (Caballero & Bhadeshia 2004 ; Bhadeshia 2005). Il existe également de nombreuses variantes du concept de base, qui font l’objet d’intenses recherches tant d’un point de vue fondamental qu’appliqué (Saha Podder et al. 2007 ; Stone et al. 2008 ; Menapace et al. 2009 ; Sugimoto 2009 ; Caballero et al. 2010 ; Yi et al. 2010). Des structures de ce type, mais à une échelle plus fine que les nanotubes de carbone, peuvent maintenant être produites à l’échelle commerciale, comme cela a été examiné récemment (Bhadeshia 2010).

Un des rôles de l’austénite retenue est de renforcer la ductilité de l’acier (DeCooman 2004 ; Jacques 2004). Elle se transforme sous l’influence de la contrainte et de la déformation et augmente ainsi suffisamment le taux d’écrouissage pour retarder les instabilités plastiques ; la déformation de transformation elle-même joue un rôle mineur dans ce processus (Bhadeshia 2002). La stabilité mécanique de l’austénite est bien comprise et sert de mécanisme de contrôle des propriétés.

Cependant, il existe des circonstances dans lesquelles l’acier, après avoir été produit avec la microstructure souhaitée, est soumis temporairement à une température élevée supérieure à 400°C ; un exemple est le traitement de galvanisation, dans lequel l’acier passe à travers un bain d’un alliage riche en zinc fondu. Un autre cas est celui des arbres de moteurs d’avions, qui ne sont pas soumis à des températures élevées en service, qui doivent être chauffés à des températures supérieures à 500°C afin d’appliquer des revêtements anticorrosion. Il est possible que la stabilité thermique de l’austénite ne soit pas suffisante dans ces cas, entraînant sa décomposition en un mélange thermodynamiquement plus stable de ferrite et de cémentite. En gardant cela à l’esprit, Saha Podder & Bhadeshia (2010) a étudié la cinétique de la décomposition de l’austénite retenue enrichie en carbone en fonction d’un traitement thermique de revenu, en utilisant une combinaison de microscopie et de diffraction des rayons X sur des échantillons refroidis à température ambiante après l’excursion à des températures élevées. Lorsque le mélange de ferrite bainitique et d’austénite retenue (γr) est chauffé à la température de revenu, une partie de l’austénite subit une décomposition thermique en un mélange de ferrite bainitique (αb) et de cémentite (θ), mais une proportion du reste peut se décomposer en martensite (α′) pendant le refroidissement à la température ambiante. Il s’ensuit que les quantités mesurées sont une combinaison de deux réactions de décomposition plutôt que la seule influence de la décomposition thermique,

où la quantité d’austénite est réduite à chaque étape du processus.

Le but de ce travail était de caractériser séparément les deux réactions de décomposition thermique et la transformation en martensite pendant le refroidissement à partir de la température de revenu, en utilisant des rayons X synchrotron à haute énergie pour réaliser des expériences in situ. Ce travail fait partie de la recherche fondamentale dans laquelle nous espérons augmenter la stabilité thermique des aciers nanostructurés en vrac (Bhadeshia 2010).

Procédure expérimentale

Un alliage Fe-0,39C-4,09Ni-2.05Si % en poids a été préparé sous forme de fusion par induction sous vide de 20 kg à partir de matériaux de base de haute pureté ; ce matériau a été étudié précédemment pour établir la relation entre la structure et les propriétés des mélanges de ferrite bainitique et d’austénite retenue, cette dernière phase étant présente à la fois sous forme de blocs et de films (Bhadeshia & Edmonds 1983a,b). La teneur en silicium garantit que la cémentite ne précipite pas pendant la formation de la bainite. Les fractions de phase à l’équilibre, calculées à l’aide de MTDATA et de la base de données TCFE associée (NPL 2006) et en supposant que l’austénite, la ferrite et la cémentite sont des phases autorisées, sont présentées dans la figure 1a.

Les méthodes de préparation des alliages sont données dans le travail original, mais des échantillons cylindriques, de 12 mm de long et de 8 mm de diamètre, ont été préparés pour être utilisés sur un simulateur thermomécanique Thermecmaster. La machine est équipée d’une chambre environnementale qui a été évacuée à 2×10-4 Torr pendant l’austénitisation. L’échantillon est chauffé par induction et le refroidissement est effectué en soufflant de l’hélium directement sur la surface de l’échantillon. Le traitement thermique utilisé est illustré dans la figure 1b. Après la transformation isotherme, certains échantillons ont été trempés à 400°C pendant 30 à 120 min pour des mesures conventionnelles aux rayons X à l’aide d’un diffractomètre vertical Philips avec un rayonnement CuKα non filtré, l’instrument fonctionnant à 40 kV et 40 mA. Un mode de balayage continu a été choisi avec une vitesse de 0,05° s-1 sur la largeur angulaire de 2θ=30-150° avec un temps de collecte de 16,65 s à chaque étape. Un monochromateur secondaire sous forme de graphite incurvé est utilisé pour éliminer le rayonnement CuKβ. Une fente divergente de 1° et une fente de réception de 0,2 mm ont été utilisées. Quatre disques, chacun d’un diamètre de 8 mm, ont été tranchés de l’échantillon après les traitements thermiques. Chaque échantillon a été poli à l’aide des techniques métallographiques standard et a été gravé avec du nital à 2 pour cent et a été utilisé pour l’analyse aux rayons X. Les positions des pics et les phases ont été identifiées à l’aide du logiciel X’Pert HighScore Plus. La fraction d’austénite conservée a été évaluée à l’aide de l’affinement de Rietveld (Rietveld 1967, 1969 ; McCusker et al. 1999).

Un autre ensemble d’échantillons transformés de manière isotherme avec la microstructure de ferrite bainitique et d’austénite a été conservé sans revenu afin d’étudier le processus tel qu’il se produit, en utilisant le rayonnement X synchrotron comme décrit dans la section qui suit. À cette fin, des échantillons cylindriques de 10 mm de long et de 0,8 mm de diamètre ont été usinés à partir des matériaux transformés de manière isotherme. Le revenu a été effectué sur l’installation synchrotron à 400°C à l’aide d’une soufflerie à air chaud tandis que l’échantillon était exposé à un faisceau de rayons X d’une longueur d’onde monochromatique de 0,50247 Å et d’une taille de faisceau de 10 mm en horizontal×0,6 mm en vertical. La température dans la soufflerie a été calibrée en surveillant l’expansion thermique d’un échantillon de platine. La ligne de faisceau suisse-norvégienne BM01 de l’Installation européenne de rayonnement synchrotron à Grenoble, en France, a été utilisée à cette fin. Un diffractomètre robuste à deux cercles était disponible pour les mesures de diffraction de poudre à haute résolution (figure 2). Chaque cercle est équipé d’un codeur de haute précision monté directement sur l’axe de rotation. Ce diffractomètre Bragg-Brentano fonctionne en géométrie de transmission. Le détecteur Ge à 13 éléments possède six chaînes de comptage rapide afin d’avoir, pour chaque analyse, six motifs complets collectés simultanément, avec un décalage en 2θ=1,1°, afin de réduire au maximum le temps total de collecte des données.

Les spectres de diffraction de chaque échantillon ont été collectés à température ambiante avant d’être trempés à 400°C pour une nouvelle collecte de spectres. Dans les deux cas, la résolution de la largeur totale à mi-hauteur était de 0,01°. Les plages 2θ étaient de 9-37,5° à température ambiante et de 11,5-22,5° pendant le tempérage avec un temps d’acquisition total de 5 min pour chaque spectre. Le chauffage et le refroidissement ont été effectués rapidement en déplaçant l’échantillon en rotation au-dessus de la soufflerie d’air. Un échantillon de référence de silicium (NIST SRM-640c) a été utilisé pour calibrer l’instrument et les fonctions d’élargissement des pics pour les intégrations. Les données de diffraction ont été analysées à l’aide de la méthode de Rietveld telle qu’elle est mise en œuvre dans le progiciel MAUD (Materials Analysis Using Diffraction ; Lutterotti et al. 1997).

Trois séquences de trempe distinctes ont été réalisées comme le montre la figure 3, toutes avec une température de trempe fixée à 400°C. Les traitements I et II comportaient deux étapes, la première consistant en 30 et 45 min de revenu, respectivement, suivie d’une trempe à température ambiante, au cours de laquelle des données de diffraction ont également été recueillies. Le but était d’observer le changement de la teneur en carbone de l’austénite retenue après la transformation martensitique partielle pendant le refroidissement (Saha Podder & Bhadeshia 2010). Dans la deuxième étape, les échantillons ont été réchauffés à la température de revenu et maintenus pendant la période spécifiée. Enfin, les échantillons ont été trempés à la température ambiante. Dans le traitement III, il n’y a pas eu d’interruption pendant la période de 180 min ; ensuite, l’échantillon a été trempé à température ambiante.

Résultats

La microstructure après transformation isotherme à 380°C pendant 2 h consiste en un mélange de ferrite bainitique et d’austénite retenue enrichie en carbone, comme le montre la figure 4, qui illustre également les deux formes d’austénite-bloc et filmogène. Cette structure a ensuite été tempérée dans l’instrument synchrotron, les données étant recueillies toutes les 5 minutes. La figure 5 montre le changement de la teneur en austénite retenue pendant le revenu. Le temps de revenu nul correspond à l’échantillon dans son état de transformation isotherme, la fraction d’austénite mesurée à température ambiante étant de 0,19. Ce graphique montre également les données de diffraction des rayons X à basse énergie mesurées à la température ambiante à des fins de comparaison ; ces données montrent une fraction d’austénite inférieure à celle que les expériences synchrotron suggèrent à la température de revenu. Pour évaluer cette divergence, l’échantillon synchrotron a été caractérisé après le revenu de 120 minutes, lorsqu’il a été refroidi à la température ambiante, en utilisant la diffraction conventionnelle des rayons X ; cette mesure particulière est représentée par un cercle sur la figure 5 et montre qu’une partie de l’austénite qui existait à la température de revenu se décompose lors du refroidissement de l’échantillon à la température ambiante. Il a été confirmé par microscopie électronique à balayage que la décarburation ne s’est pas produite pendant le traitement thermique de revenu, comme le montre l’absence de ferrite et l’uniformité de la microstructure à mesure que l’on s’approche de la surface sur la figure 6.

Les rayons X conventionnels ont une pénétration plus faible que le rayonnement synchrotron et pourraient donc conduire à une sous-estimation de la teneur en austénite conservée si l’échantillon se décarbure pendant le revenu à 400°C. On estime que la profondeur de pénétration des rayons X dans le Fe(γ) avec une cible CuKα varie de 0.5 à 1.7 μm pour l’angle d’incidence (2θ) entre 20° et 150° (Marques et al. 2005). Dans le cas du rayonnement synchrotron, la profondeur de pénétration se situe dans la gamme de 68-75 μm pour une longueur d’onde de 0,5 Å (Dudley et al. 1989). Une autre expérience dans laquelle les échantillons radiographiques conventionnels ont été trempés pendant plus de 30 min et polis chimiquement n’a pas conduit à des valeurs différentes pour la teneur en austénite conservée, de sorte que les différences observées entre les deux techniques ne peuvent pas être attribuées aux effets de surface.

Nous avons souligné qu’il y a deux morphologies d’austénite présentes dans la microstructure – les blocs et les films minces piégés entre les plaquettes de ferrite bainitique ; les films sont connus par des expériences indépendantes pour être plus stables mécaniquement à la transformation martensitique (Bhadeshia & Edmonds 1983a) et plus riches en carbone (Self et al. 1981 ; Bhadeshia & Waugh 1982). Les deux types d’austénite diffèrent en termes de taille de cristallite et de paramètre de réseau avec pour conséquence que les pics dans les spectres de diffraction des rayons X présentent une asymétrie et peuvent donc être déconvolués comme le montre la figure 7. Si l’on peut supposer que l’austénite du film contient une plus grande concentration de carbone, alors le plus large des deux pics correspond à la variété du film car il devrait avoir un plus grand paramètre de réseau et donc un plus petit angle de Bragg θ ; la largeur de ce pic est cohérente avec l’échelle plus fine de l’austénite du film. La divergence axiale n’a pas été prise en compte pour l’analyse des résultats du synchrotron car, dans le matériau étudié, l’élargissement axial ne contribue pas à l’asymétrie du pic. Ceci a été confirmé en utilisant un échantillon de silicium standard, qui ne présentait pas d’asymétrie de pic (figure 8).

Les changements dans les quantités des deux formes d’austénite pendant le traitement de trempe I sont tracés dans la figure 9. Le tracé montre que l’austénite en bloc conserve toujours une fraction volumique plus importante que les films. La fraction volumique de l’austénite en bloc et en film a diminué avec la progression du revenu, mais cette réduction est graduelle pour le constituant en bloc, alors qu’il y a une forte diminution de la fraction du type en film dans la phase initiale, après quoi il y a peu de changement. De même, le pourcentage en volume des deux variantes d’austénite a été analysé pendant le traitement II (figure 10). La tendance est similaire à celle du traitement I. La seule différence par rapport au graphique précédent est que, ici, les deux constituants diminuent progressivement au fur et à mesure que le temps de revenu s’écoule. La déconvolution des constituants individuels de l’intensité de l’austénite est sensible à l’ajustement du profil. A titre d’exemple, lors de l’ajustement itératif, les fractions d’austénite pelliculaire et de bloc se situent dans les plages 0,083-0,097 et 0,096-0,108, respectivement.

Le paramètre de réseau de l’austénite non transformée à la température de revenu T a été calculé à partir de la valeur à température ambiante (298 K) en utilisant le coefficient de dilatation thermique, eγ,

3.1

où T est la température en Kelvin et aγ représente le paramètre de réseau de l’austénite. Le coefficient de dilatation thermique de l’austénite considéré dans ces calculs était eγ=2.065×10-5 K-1 (Takahashi 1992). Le coefficient de dilatation est nécessaire pour convertir une valeur aγ mesurée à la température de revenu en une valeur à température ambiante, afin de permettre l’estimation de la composition de l’austénite. La teneur en carbone de l’austénite retenue a été calculée en utilisant la relation entre le paramètre du réseau et la composition chimique rapportée par Dyson & Holmes (1970). Cette expression a été choisie comme étant la plus complète en termes de contribution des différents solutés au paramètre de réseau de l’austénite, et son utilisation a été validée en raison d’un accord raisonnable avec les mesures par sonde atomique (Peet et al. 2004 ; Garcia-Mateo & Caballero 2005 ; Caballero et al. 2007).

En supposant que l’austénite du film est plus riche en carbone, les concentrations déduites des deux formes d’austénite sont tracées dans la figure 11a,b. La concentration en carbone systématiquement plus élevée dans les films explique pourquoi ils se décomposent relativement rapidement (figure 9), car la force motrice de la précipitation de la cémentite est plus importante. Par conséquent, bien que les films soient plus stables à la transformation pendant le refroidissement ou sous l’influence de la contrainte, ils sont moins stables que les blocs de carbone inférieurs de l’austénite pendant le traitement thermique de revenu.

Pendant les traitements de revenu I et II, les spécimens ont été trempés à température ambiante après l’étape 1. La figure 11 montre qu’à ces deux occasions, la teneur en carbone de l’austénite pelliculaire et bloquée a augmenté par rapport à la valeur mesurée à 400°C avant et après la trempe. Cela n’est possible que lorsque l’austénite non stabilisée se transforme en martensite pendant le refroidissement, ce qui entraîne une augmentation de la teneur en carbone de l’austénite restante (Saha Podder & Bhadeshia 2010). Les résultats à température ambiante après l’étape 2 montrent également un comportement similaire car il y a encore 12,3 vol.% d’austénite conservée dans l’échantillon.

La progression de la transformation pendant le revenu in situ peut être accomplie par le changement de la teneur totale en austénite (figure 12). La réaction de décomposition devient léthargique après 1 h ; par conséquent, la quantité d’austénite qui est restée dans la structure était similaire après les traitements II et III.

Les diagrammes de rayons X synchrotron du matériau non trempé et après un revenu de 30 et 120 min, obtenus à température ambiante, sont présentés sur la figure 13. L’effet du revenu peut être observé à partir du pic (002) de l’austénite. Les résultats des rayons X à basse énergie sont présentés dans la figure 14, qui montre une réduction plus rapide de la fraction d’austénite par la diminution de l’intensité des pics d’austénite. Après transformation isotherme, le matériau contenait 0,16±0,01 et 0,19±0,01 fraction volumique d’austénite, mesurée en utilisant la diffraction des rayons X à basse et haute énergie, respectivement.

La microstructure après le revenu est présentée dans la figure 15a. La quantité d’austénite retenue dans la structure après 2 h de revenu était de 12,3 % en volume. L’austénite en bloc peut être clairement observée dans la microstructure, principalement aux joints de grains ; on peut noter que l’austénite en bloc est présente dans la structure en plus grand volume, comme décrit dans les figures 9 et 10. L’examen par microscopie électronique à transmission a révélé la présence de particules de cémentite dans l’échantillon trempé. La figure 16a montre que la cémentite (θ) précipite aux joints de grains et le diagramme de diffraction électronique correspondant confirme la phase cémentite.

Sommaire

Des déductions claires peuvent être faites à partir des écarts entre les mesures d’austénite synchrotron effectuées à la température de revenu et les quantités plus faibles détectées à l’aide du rayonnement X de faible énergie après le refroidissement des échantillons à la température ambiante (figure 5). Il a été démontré que la différence ne peut être expliquée en termes de décarburation.

Les résultats indiquent donc qu’une partie du résidu d’austénite laissé à la température de revenu se décompose par transformation martensitique lors du refroidissement à la température ambiante. Ceci n’est pas surprenant étant donné que la précipitation de carbures réduit la stabilité de l’austénite à la transformation martensitique (Saha Podder & Bhadeshia 2010).

Un résultat intéressant est que, bien que les films d’austénite soient bien connus pour être plus stables que les blocs à la transformation martensitique, qu’elle soit induite par le refroidissement ou par l’application d’une contrainte, les films sont moins stables lorsqu’il s’agit de se décomposer pendant le revenu par la précipitation de cémentite. La raison en est simple : les films sont plus riches en carbone et il y a donc une plus grande force motrice pour la précipitation de cémentite.

Enfin, il est spéculé que si la région d’austénite est plus petite que la taille critique d’un noyau de cémentite, alors cette dernière phase peut ne pas se former du tout.

Notes de bas de page