cinétiques de précipitation du carbure de niobium dans la ferrite
DESCRIPTION
Cinétiques de précipitation du carbure de niobium dans la ferrite. M. Nastar F. Soisson G. Martin S. Lanteri P. Maugis P. Barges O. Bouaziz. SRMP / CEA SACLAY IRSID / USINOR. Dominique GenDt • Mardi 10 juillet 2001 - Saclay. - PowerPoint PPT PresentationTRANSCRIPT
Cinétiques de précipitation du carbure de niobium dans la
ferrite
Dominique GenDt • Mardi 10 juillet 2001 - Saclay
M. Nastar F. Soisson G.
Martin
S. Lanteri P. Maugis P. Barges O. Bouaziz
SRMP / CEA SACLAY
IRSID /
USINOR
Cinétiques de précipitation du carbure de niobium dans la
ferrite
Alliage modèle Fe-Nb-C
Dominique Gendt • Mardi 10 juillet 2001 - Saclay
Méthodes de modélisation
- 0,05 % Nb et C- pouvoir durcissant- piégeage du carbone- 600° C < T < 800° C
2
- germination-croissance- coalescence : MultiPréci
- étape de germination : méthode de Monte Carlo
Échelle d’étude
100 µm100 µm 150 m 1,5 m
15 nm
10 m
150 nm1,5 nm 3
A l’échelle du grain : MultiPréci / MET
100 µm100 µm 150 m 1,5 m
15 nm
10 m
150 nm1,5 nm 4
Échelle atomique : Monte Carlo / TAP
100 µm100 µm 150 m 1,5 m
15 nm
10 m
150 nm1,5 nm 5
Modèle MultiPréci
6
Hypothèses :
Équations :
Résolution numérique :Traitement par classes d’âge des particules
Précipités sphériques, Précipités stœchiométriques.Pas de recouvrement des champs de concentration
Théorie classique de la germinationÉquation de croissance limitée par la diffusion
Germination – croissance - coalescence dans MultiPréci
7
Équation de germination
Équation de croissance
Traitement numérique original
Classes d’âge de particuleson connaît la distribution complète
Méthode par classes d’âge
8
t
N
t
Rt*
t*t*
r
n(r)
distribution de taille des précipités
à l’instant t
R*(t*)
Traitement numérique
9
R
N
germination
croissance
t
t + t
Comparaison avec un alliage modèle
10
Utilisation d’alliages modèles ternaires
C N S Nb Mn Al P O
X10-3 pds% 9 1 1 105 1 1 3 2
X10-4 at-1 4,2 0,2 0,2 6,3 0,1 0,2 0,5 0,7
Traitement thermique de remise en solution des carbures et de recuit isotherme
Évolution de la fraction précipitée comparaison MultiPréci / PTE
11
Ajustement des paramètres pour reproduire f(t) :
énergie d’interface et produit de solubilité
Comparaison MultiPréci - MET
12
Bon accord en terme de rayon moyenet de fraction précipitée
germination
coalescence
croissance
Nuance expérimentale. Traitement isotherme à 800° C.
Évolution des distributions
13
Intérêt pour la comparaison avec l’expérience
Et avec la théorie classique LSW
Distribution de taille - MET
14
Traitement isotherme à 800° C pendant 1 000 mn.
distribution initiale gaussienne
Évolution des distributions
15
Étude de la distribution de taille durant la coalescence :
inspiré du travail de Brown sur les solutions
stationnaires :
avec et
Évolution des distributions
16
Distribution initiale log-normale
Convergence vers LSW
17
Convergence quelle que soit la distribution en fin de germination mais en combien de temps ?
Conclusion sur le modèle MultiPréci
18
- Germination mieux décrite
- Précipitation de plusieurs phases
- Prise en compte des stades de germination, croissance et coalescence. Cinétique de précipitation complète
- Paramètres ajustés pour la gamme de concentration et de température outil prédictif
- Modèle facile d’emploi et rapide
- Permet la prise en compte de la forme de la distribution
..........
Étude du chemin cinétiqueTransformation de phasesAlliage ternaireDeux mécanismes de diffusion : lacunaire et
interstitiel (rapide)
19
Échelle atomique : Monte Carlo
niobium
fer
carbone
Construction du réseau
2,87 Å
4,06 Å
2,87 Å
ferrite
4,47 Å
4,47 Å
NbC
Relations de Bäker-Nutting
[001]P // [001]M
[100]P // [110]M 20
Construction du réseau
niobium
fer
carbone réseau cubique
simple21
Modèle de diffusion
22
- Ajustement des énergies de paires sur les propriétés thermodynamiques
- diagrammes de phase- énergies de cohésion
- Ajustement des énergies de col sur les propriétés cinétiques
- coefficients de diffusion
donne le temps physiquepour le système considéré
23
Algorithme Monte Carlo
Optimisation de l’algorithme :Classement des fréquences de sautRegroupement par paquets
Limitations :Nécessité de réduire DC
Se placer à des concentrations élevées
Algorithme à temps de résidence- Évaluation de toutes les fréquences- Choix d’une transition
- Incrément du temps physique de t = 1 / i
7 2 3 1 30 ...0 i
r
Ajustement des diagrammes de phase
24Fer - Niobium
Diagramme ternaire Fe-Nb-C
25
domaine biphasé
Fe + NbC
Bonnes limites de solubilité
bonnes forces motrices
FeNb remplace Fe2Nb
FeC remplace la cémentite Fe3C
26
Faibles sursaturationsRecuit isotherme à 950 K cNb = cC = 0.5 at %
10 s
2.5 s
germes de NbC
1.6 s
15 nm
t = 0
Nb
C
27
Fortes sursaturations
NbC
Nb
C
80 s
1h304 mn
11 nm
10 s
Germe de FeC
Recuit isotherme à 900 K cNb = cC = 0.8 at %
Exemples de simulations Monte Carlo
28
950 K
0,8 % atomique
14 nm x 14 nm x 14 nm
« faible sursaturation »
900 K
1 % atomique
17 nm x 17 nm x 17 nm
« forte sursaturation »
Chemin cinétique
29
Deux comportements caractéristiques :
Précipitation de NbC
Germination de carbures de fer métastables
NbC
FeC NbC
0 5.10-3 10-2 1,5.10-2
concentration atomique en niobium et carbone
Piégeage des lacunes
30
Introduction de plusieurs lacunes dans les simulations Monte Carlo
meilleure description de la cinétique et influence de la microstructure
Piégeage des lacunes
31
Augmentation rapide du nombre de lacunes par suite de leur piégeage à l’intérieur des précipités de carbure de fer
0
2
4
6
8
10
12
14
16
0,01 0,1 1 10 100 1000 10000
temps (secondes)
no
mb
re d
e la
cun
es
dan
s la
bo
ite
Collaboration GPM / Université de Rouen
D. Blavette – F. Danoix
E. Bemont
Sonde atomique tomographique
32
Acier recuit 10 minutes à 600°C
Ségrégation à un joint de grain
taille de la boîte : 14 x 14 x 55 nm3
Nb
C
Profil de concentration
33
Concentration en carbone et niobium inférieure à 5 % atomique
Conclusion sur le modèle Monte Carlo
34
- Modèle atomistique adapté à la germination cohérente
- Développement de l’algorithme à temps de résidence pour la prise en compte de deux mécanismes de diffusion
- Mise en évidente de la germination d’une phase métastable par la diffusion rapide d’interstitiels
- Prise en compte de la variation du nombre de lacunes
meilleure description de la cinétique influence de la microstructure précipitation anisotherme
Conclusion
35
- Développement d’un outil de modélisation de l’ensemble de la cinétique de précipitation utilisable industriellement
- Ajustement du modèle pour une gamme de composition
- Développement d’une méthode atomistique pour la compréhension de l’étape de germination
- Extension de la méthode à un alliage ternaire possédant deux mécanismes de diffusion
- Germination d’une phase qui n’est pas une sur-structure de la ferrite
- Mise en évidence de chemins cinétiques originaux
Perspectives
36
- Extension du modèle MultiPréci à la germination hétérogène
- Couplage avec les autres outils de modélisation du procédé
- Description de la cinétique de précipitation dans le cas d’un traitement anisotherme
- Utilisation d’une loi de germination issue du modèle atomistique
- Perte de cohérence des précipités dans le modèle Monte Carlo
- Meilleure description des phases en présence
Modélisation Monte Carlo sur un réseau relaxé
Développement d’un potentiel adéquat
Prise en compte des contraintes élastiques
Compétition avec la germination hétérogène
Sonde atomique tomographique
37
Acier recuit 3 minutes à 700°C
Ségrégation à un joint de grain
taille de la boîte : 9 x 9 x 19 nm3
Ajustement des diagrammes de phase
38Fer - Carbone
Évolution
39
Évolution
40
Évolution de la fraction précipitée comparaison PTE / mesures de dureté
41
Durcissement par solution solide ET par précipitation (modèle d’Ashby-Orowan)
Microscopie Électronique à Transmission
Lames minces in situ (LPTCM, Grenoble, Muriel Veron)Répliques de carbone précipités en plaquettes
42
1 / T(°K)
1
23
4
5
Fer
a-f-Fea-p-Feg-Fe
139010-11
10-13
10-15
10-17
10-19
DN
b (
m².
s-1)
910 770 T (°C)
Monte Carlo
Nbet sur les coefficients de diffusion (Fe, C et …
43
Nb C
Paramétrage sur les diagrammes de phase
44
Recuit isotherme à 950 K cNb = cC = 0.5 at %.
t = 0 1.6 s
2.5 s10 s
germes de NbC15 nm
Faible sursaturation
Nb
C
45
t = 10 s
80 s
4 mn1 h 30 mn
précipités de NbC11 nm
germes FeC
Recuit isotherme à 900 K cNb = cC = 0.8 at %.Forte sursaturation
46
Recuit isotherme à 900 K cNb = cC = 0.8 at %
10 s 80 s
4 mn
1h30
NbC11 nm
47
Fortes sursaturations
Germe de FeC
Nb
C
800
850
900
950
1000
0,0E+00 5,0E-03 1,0E-02 1,5E-02
carbon and niobium atomic concentration
tem
pe
ratu
re (
°C)
Fe
Nb C
Fe+NbC
Fe+NbC+
FeC
48
Sonde atomique tomographique
1. Acier brut de trempe : étude de la solution solide
taille de la boîte : 12 x 12 x 51 nm3
Nb
C
49
Sonde atomique tomographique
2. Acier recuit 3 minutes à 600°C
taille de la boîte : 14 x 14 x 38 nm3
Nb
C
50
Sonde atomique tomographique
3. Acier recuit 10 minutes à 600°C
taille de la boîte : 14 x 14 x 55 nm3
Nb
C
51
Sonde atomique tomographique
3. Acier recuit 10 minutes à 600°C
taille de la boîte : 14 x 14 x 55 nm3
Nb
C
52
Recuit isotherme à 950 K cNb = cC = 0.5 at %
t = 0
1.6 s
2.5 s
10 s
germes de NbC
15 nmNb
C
53
Faibles sursaturations
Comparaison des histogrammes de taille mesurés par MET
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Cinétiques de précipitation du carbure de niobium dans la
ferrite
Étude expérimentale
Dominique GenDt • Mardi 10 juillet 2001 - Saclay
Échelle mésoscopique
Échelle atomique :méthode Monte Carlo
Modélisation etsimulation numérique
Microscopie Électronique à Transmission, Pouvoir Thermo
Électrique, micro-dureté Vickers, Sonde Atomique Tomographique
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Plan de l’exposé
56
Hypothèses
Équations
Comparaison avec les mesures MET et PTE
Échelle atomique
Introduction
Modèle MultiPréci
Hypothèses
Équations
Comparaison avec les mesures MET et PTE