Memoire Online - Influence et rôle du silicium dans la fonte à graphite sphéroà¯dale

Yassir RAMDANI

Tuteur : Fabien BRUNESEAUX

De plus, les équilibres de transformation se font à des taux de carbone plus bas qu'il s'agisse de la transformation eutectique qu'eutectoïde.

La perlite, alors formée, a une fraction de cémentite plus faible. Cette perlite est moins fragile et plus ductile que celle formée à partir d'une fonte sans silicium.

II. Origine du Si dans la fonte

La fonte est, à l'usine de Pont à Mousson, produite à partir de hauts fourneaux. Celle-ci est obtenue à partir d'une réaction de réduction de l'oxyde de fer a l'aide de CO issu de la combustion du Coke [2] :

L'apport de carbone se fait au sein du haut fourneau, où la fonte liquide qui perle sur les charges solides dont du coke. Au contact de ce dernier la fonte absorbe du carbone jusqu'à saturation

Un premier apport en silicium se produit dans la zone de combustion du haut fourneau par la réduction de la silice en oxyde de silicium :

Puis ce SiO gazeux va de nouveau réagir avec le coke plus haut dans le ventre du haut fourneau pour libérer du silicium monoatomique ainsi que du monoxyde de carbone :

Le silicium monoatomique et donc réactif va se lier à la fonte en train d'être produite et le CO va monter vers le gueulard afin de réduire de l'oxyde de fer. Le silicium apporté de cette manière ne représente guère plus de 10% du taux final de Si dans la fonte lorsqu'elle sera coulée.

B. Ajout de FeSi dans la fonte

? Du carbure de Silicium SiC peut aussi être utilise. Ce qui permet, en plus de corriger en Si, de faire varier le taux de carbone.

Etant donné que Saint-Gobain PaM utilise du FeSi 75 pour corriger ses fontes. Nous nous intéresserons aux effets du FeSi sur la fonte lors de l'ajout de ce dernier ainsi que l'effet de certains éléments ou paramètres sur le taux de silicium dans la fonte.

III. Effets de l'ajout de FeSi dans la fonte

Suite aux recherches de H. Fredriksson ^[3] On observe ce qui se passe suite à l'ajout de FeSi dans un bain de fonte dans une poche à 1300°C.

Figure 2 : Dissolution d'une particule de FeSi dans la fonte. Observé au microscope optique (Grossissement : (a) 100x ; (b) 500x) [4].

La Figure 2 montre la microstructure qui entoure une particule de FeSi lors de sa dissolution. La fonte a été trempée juste après l'inoculation du FeSi dans le bain afin de figer le processus de dissolution. Huit zones distinctes représentent des microstructures différentes:

Zone 1 et 2 : On y trouve la particule originelle de FeSi avec en zone 2 des cristaux de SiC sont mis en évidence, à la microsonde de Castaing, sous forme de petit précipités à facettes.

Zone 3 : Des précipités plus grossiers de SiC précipitent à la périphérie proche de la particule de FeSi.

Zone 4 : On observe des nodules de graphite dans les SiC. D'autres sont observables dans le liquide figé entre les SIC.

Zone 6 : Le graphite devient de moins en moins régulier au fur et à mesure que l'on s'éloigne de la particule de FeSi.

Zone 7 : Apparait du graphite pro-eutectique. Zone 8 : On peut voir du graphite lamellaire.

Figure 3 : composition des microstructures mises en évidence dans la Figure 2 [4]

La figure 2 nous présente les structures observées précédemment (Figure 2) schématisées ainsi qu'un récapitulatif des phases en présence. De plus des mesures à la microsonde ont été effectuées afin de déterminer le taux de Carbone et de Silicium dans le liquide figé.

Des tendances inverses d'évolution de concentration sont observables pour le carbone et le silicium. Plus on s'éloigne de la particule, plus le taux de carbone augmente alors que celui du silicium décroit.

Ces évolutions s'expliquent très facilement, On ajoute un alliage riche en Silicium dans un autre riche en Carbone. Les deux vont attirer les éléments qui leur font défaut jusqu'à obtenir un équilibre chimique.

Dans ce diagramme, le FeSi est représenté par le point 1 alors que la fonte liquide est représentée pas le point 8. Entre les deux points on peut voir qu'il y a différentes zones où sont placés des points représentant les différentes microstructures étudiées précédemment.

La particule de FeSi va finir par se dissoudre, puis les particules de SiC et de graphite formées vont se dissoudre aussi par contre Fredriksson observe une dynamique de dissolution qui peut être beaucoup plus lente que pour le FeSi car les distances de diffusion se trouvent grandies.

Il va subsister une hétérogénéité chimique au sein du liquide que l'on recherche dans le cadre d'une inoculation. De plus, en fonction de la taille de la particule de FeSi, le temps avant d'obtenir l'activité de carbone initiale en tout point du liquide peut s'avérer assez long comme nous le montrent Wang et Fredriksson [4]

Figure 5 : Activité du carbone dans un bain de fonte à 1400°C en fonction du temps pour différentes taille de

Plus la particule est grosse et plus le temps nécessaire afin de rétablir de nouveau l'activité initiale du carbone dans le bain. Dans le cadre d'une inoculation avant coulée, cette tendance est plutôt bénéfique, le gradient d'activité du carbone favorisera la diffusion de celui-ci et donc la précipitation de graphite. Dans le cadre d'une correction où seule l'augmentation du taux de Si est recherchée, une telle durée d'homogénéisation est inacceptable. Un passage dans un four à induction est donc nécessaire afin de brasser la fonte mécaniquement à l'aide du mouvement convectif induit par les bobines du four.

S.A. Argyropoulos ⁵ a étudié l'effet exothermique de l'ajout de FeSi dans un bain d'acier. Son expérience ce déroulait de la manière suivante :

? Immersion du cylindre de FeSi relié à une cellule de charger et à un thermocouple dans le bain d'acier

Figure 6 : Résultats expérimentaux du transfert de masse durant l'immersion d'une barre de FeSi 75 dans un bain

La courbe 1 représente la température du bain d'acier. La courbe 2 illustre la mesure effectuée par la cellule de charge et peut se diviser en six segments :

? B-G : Mesure chaotique due à la mise en branle de la machine, les vibrations dues à la descente du cylindre donne des valeurs mesurées confuses

? G-C : Immersion de la barre. La diminution de la charge mesurée est due à la poussée d'Archimède exercée par le métal en fusion.

? C-K : Représente la période où une coquille d'acier solide se forme autour du barreau de FeSi (cf. Figure 2Figure 7). A l'interface entre le FeSi et l'acier solide ont lieu des phénomènes micro-exothermiques dus à la combinaison d'une part du FeSi et de l'acier solide en un eutectique FeSi.

? K-D : Suite à la refusion de la coque d'acier solide préalablement formée d'abord à l'interface FeSi/Acier solide par la formation d'un eutectique puis de l'extérieur par un échange convectif avec le liquide. Le FeSi se dissout dans l'acier liquide. Cette réaction est vivement exothermique.

La courbe 3 représente la température au sein du cylindre de FeSi et le point F indique le moment où la mesure n'était plus pertinente. On remarque que ce dernier se situe peu de temps après la transition réaction micro exothermique / réaction macro exothermique.

Figure 7 : Cylindre de FeSi 75 immergé quelques secondes dans un bain d'acier. Formation d'une coquille d'acier
solide autour du cylindre.

L'ajout de FeSi 50% dans l'acier provoque aussi une réaction exothermique d'après les résultats publiés par S.A. Argyropoulos ^[5-6] mais la cinétique est plus lente.

Figure 8 : Résultats expérimentaux du transfert de masse durant l'immersion d'une barre de FeSi 50 dans un bain

On observe sur cette courbe une cinétique plus lente par rapport au FeSi 75 concernant la transition entre la phase de réaction micro-exothermique et celle macro-exothermique. Ceci mis à part l'allure des courbes reste là même.

Le point de perte de relevance de la prise de température se situe 100°C plus haut. La réaction étant moins exothermique, le cylindre fond de manière moins turbulente et donc le thermocouple se retrouve moins vite au contact de la fonte liquide.

Par contre c'est n'est pas le cas dans les fontes. D'après Arthur F. Spengler ^[7], dans le cas des fontes. Concernant les alliages de FeSi dont le taux de Si est inférieur à 62%, la réaction est endothermique. Au-dessus de 62% de Si la réaction est, elle, toujours exothermique.

Le caractère exothermique ou endothermique de la réaction de dissolution d'un ferro-alliage dans un bain de fonte provient de la manière dont il se dissout dans le bain en fusion.

Figure 9 : Différentes tendances de fusion ou dissolution des ferroalliages dans la fonte liquide [8].

J. R. Lampman ^[8] nous explique qu'il y a 4 tendances générales de dissolution et/ou fusion de l'additif dans le bain en fusion. Universellement, l'addition de ferroalliage à température ambiante dans le métal liquide, les grains vont se retrouvés enrobé d'une carapace de fonte solidifiée. Ensuite les tendances divergent :

? Tendance 1 : La particule fond dans sa carapace solide. La fusion démarre à l'interface Ferroalliage/carapace puis évolue vers le centre. La carapace refond ensuite par échange convectif avec le bain. Le métal d'apport fondu se diluera à la fusion de cette dernière.

? Tendance 2 : La carapace précédemment formée fond par échange convectif avec le bain, puis la particule se dissout dans le bain.

? Tendance 3 : Le métal d'apport et la fonte dans la carapace se combinent pour former un alliage eutectique à bas point de fusion. La carapace se dissout en faveur de l'eutectique ainsi formé. Suite à la fusion totale de la carapace et à la dilution de l'eutectique formé, la particule se trouve de nouveau en contact du bain mais sa température n'a toujours pas atteint celle du bain. Une nouvelle carapace se solidifie autour de la particule. C'est le cas de particules à très faible conductivité thermique.

? Tendance 4 : La carapace refond par échange convectif avec le bain. La particule ayant un point de fusion supérieur à la température du métal en fusion, la particule restera en suspension dans le bain si sa densité est proche de celle de l'alliage corrigé sinon elle se décantera ou flottera.

Le FeSi 75 a une tendance de dissolution qui s'apparente aux tendances 2 ou 4 en fonction de la température de fusion de la fonte et du taux de Si dans le FeSi. Le caractère exothermique est dû à la fusion de la carapace qui débute de l'interface avec la particule vers le bain de fonte.

Le FeSi 60 aussi communément utilisé a une dissolution endothermique comme décrit par Spengler [7]. Sa température de liquidus à 1230°C nous porte à supposer que sa tendance de dissolution suit la tendance 1 de Lampman ^[8] où les particules fondent totalement dans la carapace solidifiée puis le liquide se dilue dans le bain lors de la refusion des dites carapaces.

Alors qu'un FeSi 75, dont la température de liquidus s'élève à 1340°C, suivra plutôt une cinétique de dissolution proche de la tendance 2 avec une fusion de la carapace solidifiée qui débutera à l'interface avec le FeSi. Dans le cas d'une introduction du FeSi dans une fonte trop froide on risque de se retrouver dans le cas n°4 où la particule ne fond pas car sa température de liquidus est trop élevée par rapport au liquide et donc elle se dissoudra lentement par diffusion chimique.

IV. Ajout combiné au magnésium

Le silicium n'est pas toujours ajouté seul (sous forme de FeSi) dans le bain de fonte. Il peut être ajouté en combinaison avec du magnésium (FeSiMg) afin de produire de la fonte à graphite sphéroïdal.

Il est parfois préférable combiner l'ajout de silicium (dans le cadre d'une inoculation et non d'une correction, ici le taux de Si augmente de 0.05%) à celui du magnésium. De cette manière on limite l'apport de Si qui dans le cas où son taux se révèle trop élevé pourrait ne plus être éligible pour un recyclage car le taux de silicium du bain avant inoculation doit être très précis. De plus si le taux dépasse les 2.5% on risque une transition Ductile/Fragile à la température ambiante et perdre toute résilience [10].

M. Hecht^[11] déclare que les ajouts de magnésium pur ou d'alliage nickel magnésium dans une fonte obligera le fondeur à inoculer la fonte au FeSi avant la coulée et donc on risque de se retrouver dans les conditions citées ci-dessus qui pourraient occasionner une impossibilité de recyclage de la fonte ou un rebutage des pièces car les caractéristiques mécaniques ne seraient pas conforme.

Le taux de magnésium résiduel, le magnésium libre dans le bain de fonte qui n'a pas servi à stabiliser l'oxygène ou le soufre, stabilise les oxydes et risque de stabiliser les oxydes [1110] et d'entrer en compétition avec le silicium. Le taux de ce dernier devra être gonflé et l'on risque d'être confronté à une chute de résilience à cause d'une fragilisation ai silicium.

Si le taux de soufre dans la fonte est trop important par rapport au taux de magnésium introduit, on risque d'avoir des sphéroïdes dégénérés voir de la fonte vermiculaire. M. Bazdar [12] a étudié ce phénomène.

Figure 11 : Effet du Soufre sur l'allure du graphite sphéroïdal obtenu suite à un traitement au magnésium [12]

Toutes ces fontes ont été traitées avec la même quantité de magnésium mais avaient un taux de soufre initial différent. On peut observer la dégénérescence des nodules de graphite de plus en plus prononcée pour au final aboutir sur une structure où le magnésium n'a eu aucun effet, il a totalement été accaparé par le soufre.

Le taux de soufre avant l'ajout de FerroSilicoMagnésium doit être connu et surtout contrôlé afin d'éviter de devoir mettre trop d'additif de correction et de risque une fragilisation par les éléments d'alliages.

Etant donné que le magnésium est très friand de soufre comme nous l'exposent Gatellier et Olette¹³ c'est d'ailleurs l'élément désulfurant optimal. On ajoute du manganèse dans l'alliage de base afin qu'il fixe le soufre sous forme que MnS. De cette manière, la quantité nécessaire de magnésium à ajouter est moindre grâce au faible taux de soufre libre.

V. Inoculation de la fonte

L'ajout, en termes de Si, se situe entre 0.2 et 0.4%. La charge ajoutée n'apporte pas forcément que du silicium. C'est à cette étape où l'on ajoute le magnésium pour la production de fonte ductile, par exemple.

L'effet recherché du magnésium, en plus d'augmenter le nombre de germes, est de contrer l'effet carburigène du magnésium et d'ajuster le taux de silicium voulu dans l'alliage final. De plus le mélange de FeSiMg permet de limiter la violence de la réaction de la sublimation du Mg et donc augmenter le temps que passent les bulles de Mg dans le bain. Le rendement en magnésium.

Figure 12 : Comparaison de deux fontes l'une inoculée correctement et l'autre non

Suite à la violence du traitement de sphéroïdisation. Une fraction non négligeable de germes initialement présents dans le bain se retrouve dissoute ou emprisonnés dans les crasses. On ajoute donc du FeSi dans la poche de coulée afin de restaurer le potentiel de germination du bain avant coulée.

VI. Conclusion

L'ajout de FeSi dans la fonte est une étape immuable du cycle de production de l'alliage. La consommation de cet alliage en fonderie est donc une grande source de dépenses. La maîtrise des rendements des corrections en Silicium est donc une nécessité pécuniaire due aux augmentations du prix à la tonne de Ferro-alliage qui ne cesse d'augmenter.

En fonction de la réaction voulue, la nature du produit à utiliser peut s'avérer très différent d'un cas à l'autre. Un produit mal utilisé peut avoir une réaction néfaste aussi bien financièrement que métallurgiquement parlant.

Dans le cas où la seule finalité de l'ajout de FeSi recherché est l'apport de silicium. Seront préféré :

Un FeSi 75 pour une introduction en four. En poche, on risque une diminution du rendement due à la décantation de particules de FeSi infondues dans les crasses.

Pour une introduction en poche, on préfèrera un FeSi 60 dont le point de fusion inférieur permet de diminuer le taux de FeSi qui se retrouvera emprisonnés dans les crasses sur le bain.

Pour une inoculation avant coulée afin de favoriser la précipitation de graphite. Ici le temps qui sépare l'inoculation et la coulée est important car Ch. Wang et H. Fredriksson [4] nous apprennent que l'inoculation donne lieu à la précipitation de carbure de silicium et de graphite qui se redissoudront à la suite du FeSi.

Pour éviter l'évanouissement total des particules qui favoriseront la précipitation d'un graphite plus fin car il y aura plus de centre de germination présents.

Dans le cas où l'on produit de la fonte à graphite sphéroïdal où l'inoculation suivra où sera simultanée à l'ajout de magnésium. Le Silicium et le magnésium ont des effets contraires sur la microstructure.

Là où le silicium favorise la précipitation du graphite et empêche la fragilisation de la fonte. Le magnésium favorise la combinaison de fer avec le carbone, phase très dure qui fragilise la microstructure.

Le taux de soufre libre devra donc être contrôlé et limité par l'ajout de manganèse afin de l'empêcher d'accaparer trop de magnésium. Ce qui pousserait l'opérateur à forcer sur le taux de magnésium à ajouter dans l'alliage et de ce fait booster aussi le taux de silicium. La structure serait alors potentiellement fragilisée par un taux de silicium trop important.

Pour conclure, Le silicium est un élément indispensable dans la fonte quelle que soit son utilisation. Son taux doit être suffisant pour apporter une contribution suffisamment efficace, tout en restant sous les limites maximales où son effet risque de devenir néfaste. Sans oublier de faire attention aux temps qui sépares inoculation et coulée afin de prévenir tout effet d'évanouissement d'autant plus vrai pour les traitements couplés au magnésium.

² Maurice BURTEAUX, Haut fourneau - Théorie, DOSSIER Techniques De l'Ingénieur l'expertise technique et scientifique de référence, m7400, 10/10/1991

³ H. Fredriksson, Inoculation of iron-base Alloys, Materials Science and engineering 65, p 137 - 144,

⁴ Ch. Wang et H. Fredriksson, On the mechanism of inoculation of cast iron melts, Proc; 48^th int. Foundry Congress, Verna, 1981, 16pp

⁵ S.A. Argyropoulos, Exothermic phenomena in liquid steel, Iron & steelmakerISSN 0275-8687, vol. 23, no7, 1996, pp. 65-80

⁶ S. A. Argyropoulos, R. I. L. Guthrie, The Exothermic Dissolution of 50 wt.% Ferro-Silicon in Molten Steel, Canadian Metallurgical Quarterly, Vol 18, 1979, pp 267-281

⁷ Arthur F. Spengler, Practical Methods for the Control of the Inclusion Content in Ductile Iron, Ductile Iron news Issue 1, 2002

⁸ J. R. Lampman, A. T. Peters, Ferroalloys and Other Additives to Liquid Iron and Steel, ASTM International, 1 janv. 1981

⁹ W.J. Yuan, Characterization of the evaluation of the solid solubility of Si in sintered Fe-Si alloys using DSC technique, Materials Characterization Volume 58, Issue 4, April 2007, Pages 376-379

¹⁰ Fabrication de la fonte à graphite sphéroïdal par les procédés au magnésium, CTIF division des fontes, janvier 1969, indice de classification idéologique : E04.00 B216

¹¹ M. Hecht, Le traitement au magnésium en vue de la sphéroïdisation du graphite, CTIF, Septembre

¹² M. Bazdar, H.R. Abbasi, A.H. Yaghtin, J. Rassizadehghani, Effect of sulfur on graphite aspect ratio and tensile properties in compacted graphite irons, Journal of Materials Processing Technology 209, 2009, 1701-1705

¹³ C. Gatellier M. Olette, Aspects fondamentaux des réactions entre éléments métalliques et éléments non métalliques dans les aciers liquides, Mémoires Techniques IRSID, juin 1979

¹⁴ P.-M. Cabanne et M. Gagné, Inoculer une fonte GS : Pourquoi? Comment?, Services Techniques - Sorelmetal, Suggestions pour la production de la fonte GS, Septembre 2010