Contribution a l'amélioration des performances mécaniques de la nuance d'acier A3SS

RESUME

Le présent travail vise à améliorer les caractéristiques mécaniques du concasseur à cône SYMONS qui sert à la fragmentation des minerais de Kafundwa. Le but poursuivi est de prolonger la durée de vie de la nuance A3SS qui est un acier faiblement allié au nickel utilisé comme matière de base de fabrication du Lower Mantle.

Plusieurs études ont été menées pour résoudre le problème lié à la rupture fragile en cours d'utilisation de ce matériau. Dans notre travail, nous avons d'abord réalisé les tests de l'influence de la température sur l'adoucissement du Lower Mantle dans la gamme de températures de 890, 910, 940 et 960°C pour un temps de maintien de 30 minutes dans les conditions de refroidissement d'un four. A l'issu de ces tests, nous avons retenu 940°C comme température optimale d'adoucissement qui offre une dureté Brinell de 212 HB et une résilience de 11,25 J/cm² contre 280 HB et 5 J/cm² ; lesquelles caractéristiques qu'on obtient à l'état brut de coulée.

Pour que le matériau puisse mieux répondre aux conditions sévères d'utilisation, les essais de traitement thermique de trempe suivi d'un revenu ont été effectués. Les principaux facteurs étudiés au cours de ces essais sont notamment, le milieu de refroidissement et le temps de maintien. Force est de constater que la trempe à l'eau accompagnée d'un revenu à 500°C offrent les meilleurs résultats de dureté et de résilience à savoir 328 HB et 19 J/cm² à l'état trempé contre 240 HB et 18,83 J/cm² pour un refroidissement dans le four et 303 HB et 12,54 J/cm² pour refroidissement à l'air. Le résultat final après revenu donne 307 HB et 24,13 J/cm². Les analyses micrographiques ont chaque fois été effectuées par microscopie électronique à balayage pour mieux interpréter les résultats.

Les résultats ci-haut révèlent que pour prolonger la durée de vie de cette nuance d'acier, il faudra faire un adoucissement et une trempe accompagnée d'un revenu dans les conditions précitées.

EPIGRAPHE

I

Il y a deux façons de voir la vie, l'une comme si rien n'était un
miracle, l'autre comme si tout était miraculeux.

Albert Einstein

L'imprévisible est dans la nature même de l'entreprise scientifique. Si ce qu'on va trouver est vraiment nouveau, alors c'est par définition quelque chose d'inconnu à l'avance ».

François Jacob

II

DEDICACE

A vous mon père Daniel KASONGO SALUMU et ma bien aimée mère Claudette UMBA NGOY, pour les sacrifices et efforts conjugués.

A vous mes frères et soeurs : Agathe MULEZI, Garcia UMBA, André MULOKO, Patricia MAILA, Isabelle ZUGU, Benjamin MONGOLI, Gauthier BULUNGO, Polac ILUNGA, KEN MAYUKI merci pour vos prières et que ce travail soit un exemple à suivre pour vous tous.

A vous mes cousins et cousines, ayez du courage et de la persévérance dans

vos études.

A vous mes oncles et tantes pour vos prières familiales et votre soutien.

A vous et vos familles respectives Serge MITONGA BULUNGO, Valery SASHI, vous avez été pour moi des amis, frère, oncle, père, merci de m'avoir accompagné durant tout mon parcours académique.

Aux familles Simplice ILUNGA MONGA, Mbarsso KAMBA, John MONGOLI pour votre soutien matériel, financier et moral.

A vous feux Grands-pères : Jean UMBA, Hyacinthe FATAKI et John MONGOLI que la mort a arraché inopinément de la nature pendant qu'on avait encore besoin de vous. Votre disparition est une grande blessure dans notre coeur. Que vos âmes reposent en paix.

A vous tous, dont les noms ne figurent pas, trouvez dans ce travail l'expression de ma très haute considération.

III

REMERCIEMENTS

Ce travail dont nous sommes auteur est le fruit de plusieurs personnes qui de près ou de loin ont participé à son élaboration. Que toutes ces personnes trouvent ici notre reconnaissance.

Nous remercions le Doyen de la faculté polytechnique le Professeur Guy NKULU WA NGOIE qui malgré ses multiples occupations a accepté d'assurer la direction de ce travail.

Notre reconnaissance s'adresse également à l'Assistant Ingénieur Abelard CHOLA pour avoir encadré ce présent travail, ainsi qu'à l'ingénieur Dieudonné KYUNGU MUTUMBA chef de service Fonderie/ACP pour nous avoir guidé durant toute la période de nos expérimentations aux ACP.

Que l'ingénieur KING ZUABISALA chef de service d'appui à la production/Fonderie/ACP, de même que les agents affectés à la fonderie trouvent une marque de reconnaissance pour leur serviabilité lors de nos expériences.

Nos remerciements s'adressent également au corps académique et scientifique de la faculté de polytechnique de l'Université de Likasi qui s'est donné la peine pour nous puissions devenir ce que nous sommes aujourd'hui, finaliste du deuxième cycle.

Nous ne pouvons terminer ce remerciement sans exprimer notre gratitude envers nos amis et condisciples avec qui nous avons compati dans la joie et dans la détresse; nous citons : Prince MUTITI, Merline MAUWA, Gloria MWAYUMA, Rodrigue BASHALE, Helena ZWAO, Maben KAZADI, Junior TSHITAMBA, Eloge KITENGE, Joe KAPEND, Jimmy MWEMEDI, Paul KASONGO.

Tous ceux dont leurs noms ne figurent pas dans ce travail, trouvent notre profonde gratitude.

Jean Claude FATAKI NYEMBO

IV

TABLE DES MATIERES

RESUME

EPIGRAPHE I

DEDICACE II

REMERCIEMENTS III

TABLE DES MATIERES IV

LISTE DES ABREVIATIONS VII

LISTE DES FIGURES VIII

LISTE DES TABLEAUX X

INTRODUCTION 1

CHAPITRE I : GENERALITES SUR LES ACIERS 3

I.1 Définition 3

I.2 Type 3

I.3 Structure et phases de l'acier 3

a) Structure 3

b) Phase 5

I.4 Différentes familles des aciers 7

a) Aciers non alliés 7

b) Aciers faiblement alliés 7

c) Aciers fortement alliés 8

I.5 Propriétés et caractéristiques 9

CHAPITRE II INFLUENCE DES ELEMENTS D'ADDITION SUR LES PROPRIETES

MECANIQUES DE L'ACIER 11

II.1. L'aluminium 11

II.2. Le carbone 11

II.3. Le chrome 12

II.4. Le cobalt 13

II.5. Le manganèse 13

II.6. Le molybdène 14

II.7. Le Nickel 16

II.8. Le silicium : 17

CHAPITRE III : TRAITEMENT THERMIQUE APPLIQUE AUX ACIERS 18

III.1. Définition 18

III.2. But 18

III.3. Eléments d'un traitement thermique 18

V

III.4. Types de traitements thermiques 19

1. Le recuit 19

2. La trempe 20

3. Le revenu 21

4. La normalisation 22

III.5. Transformation des phases au cours du traitement thermique 22

a) Mécanisme de la transformation lors de l'austénitisation 22

b) Constituant intermédiaire 23

c) La transformation martensitique 23

III.6. Influence des éléments d'alliage sur le traitement thermique 24

a) Influence sur l'austénitisation 24

b) Influence sur la martensite 25

III.7. INFLUENCE DE LA GROSSEUR DES GRAINS D'AUSTENITE SUR LES

PROPRIETES MECANIQUES 28

CHAPITRE IV : TRAVAUX ANTERIEURS SUR L'A3SS 29

IV.1. Amélioration de la nuance par les ACP (Inédit) 29

a) Composition 29

b) Caractéristiques mécaniques 29

c) Conditions de traitement thermique 30

IV.2. Amélioration par substitution (mémoire) de fin d'études 30

CHAPITRE V : MATERIEL ET PROCEDURE EXPERIMENTALE 31

V.1. Matériel 31

V.1.1. Caractérisation des échantillons 31

V.1.2. Essais mécaniques 33

V.1.3. Traitement thermique 37

V.1.4. Micrographie 39

V.2. Procédure expérimentale 42

V.2.1. Fusion 42

V.2.2. Traitement thermique 45

CHAPITRE VI : PRESENTATION ET INTERPRETATION DES RESULTATS 47

VI.1. Caractérisation des échantillons 47

a) HB et KCV 48

b) Traction 48

VI.2. Essais mécaniques 49

VI.2.1. Influence de la température d'adoucissement 49

VI.2.2. Influence du milieu de refroidissement 52

VI

VI.2.3. Influence du temps de maintien 56

VI.2.4. Influence de la température de revenu 57

CONCLUSION 61

BIBLIOGRAPHIE 63

a) Ouvrage 63

b) Articles et publications 63

c) Mémoires 63

d) Notes de cours 63

VII

LISTE DES ABREVIATIONS

F e y : Fer austénite

F e a : Ferrite

Fe₃C : Cémentite ou carbure de fer

a : Ferrite magnétique formée à basse température à structure cubique centré

a' : Martensite quadratique

y : Austénite d'équilibre formée à haute température à structure cubique à faces centrées

R e : Limite élastique

R m : Résistance mécanique

R r : Charge de rupture

H B : Dureté Brinell

KCV : Résilience sur éprouvette avec entaille en V

A3SS : Acier d'amélioration faiblement allié au Ni-Cr-Mo-Mn

ACP : Ateliers Centraux de Panda

TRC : Transformation en refroidissement continu

TTH : Traitement thermique d'hypertrempe

TTT : transformation temps température

VIII

LISTE DES FIGURES

Figure I.1 : structure cristalline des aciers à l'état recuit 4

Figure I.2 : germination des phases de l'acier à partir des grains d'austénite au cours de

refroidissement d'un acier hypoeutectoïde et hypereutectoïde 5

Figure II.1 : Diagramme fer-carbone 12

Figure III.1 : Cycle d'un traitement thermique 19

Figure III.2 : Zones des températures les plus favorables pour les différents recuits 20

Figure III.3 : Courbe TTT (acier faiblement allié 0,35%) : ce diagramme se lit en suivant un isotherme

21

Figure III.4 : Premiers stades de la formation de la phase austénitique 23

Figure III.5 : Position des atomes de carbone dans la maille quadratique de la martensite 24

Figure III.6 : Influence des éléments d'alliage sur le diagramme de phase FeC a) Présence d'un élément alphagène, le molybdène- b) Présence d'un élément gammagène, le manganèse

25

Figure III.7 : Diagramme de SCHAEFFLER ; A = austénite, F = ferrite, M = martensite, les lignes de

pourcentage indiquent la proportion de ferrite dans l'austénite 27

Figure V.1 : photographie montrant (a) un Analyseur NITON XLT et (b) sulfo-carbomettre ELTRA

CS800 31

Figure VI.2 principe de l'essai de dureté 34

Figure V.3 : Photographie d'un mouton pendule de Charpy de 300 J 35

Figure V.4 : Photographie d'un four de traitement thermique de type BENET 37

Figure V. 5 - photographie d'un microscope optique de type Euromex équipé d'une caméra RD 39

Figure V.6 : Photographie d'une poliseuse fine du type METASERV 41

Figure VI.1 : structure cristallographique de l'alliage à l'état brut de coulée 49

Figure VI.2 micrographie de l'acier A3SS chauffé à AC3+30°C et refroidi dans le four 51

Figure VI.3 micrographie de l'acier A3SS chauffé à AC3+50°C et refroidi dans le four 52

Figure VI.4 : Micrographie de l'acier A3SS chauffé à AC3+80°C et refroidi dans le four 52

Figures VI.5 : structure de l'A3SS après austénitisation à 910°C et refroidissement à l'air 55

Figures VI.6 : structure de l'A3SS après austénitisation à 910°C et refroidissement à l'eau 55

Figures VI.7 : structure de l'A3SS après austénitisation à 910°C pendant 30 minutes et refroidissement

à l'eau 57

Figures VI.8 : structure de l'A3SS après austénitisation à 910°C pendant 15 minutes et refroidissement

à l'eau 57

Figure VI.9 : Micrographie de l'A3SS après revenu à 600°C 59

IX

Figure VI.9 : Micrographie de l'A3SS après revenu à 400°C 60

Graphique VI.1 : l'Influence de la température d'adoucissement sur HB et K 50

Graphique VI.2 : Histogramme des valeurs moyennes de résilience et dureté après austénitisation à

910°C et refroidissement selon les milieux 54

Graphique VI.3 : Evolution de la dureté et résilience en fonction du temps 56

Graphique VI.4 : courbes de dureté et résilience après revenu 58

X

LISTE DES TABLEAUX

Tableau I.1 : valeurs typique des caractéristiques mécaniques 9

Tableau IV.1 : Composition en fourchette de la nuance A3SS 29

Tableau IV.2 : Marge des propriétés mécanique de l'A3SS attendues après revenu à 600°C 29

Tableau VI.1 : Caractérisation chimique de la nuance A3SS 47

Tableau VI.2 : propriétés mécaniques à l'état brut de coulée 48

Tableau VI.3 : Essais de traction 48

Tableau VI.4 : Essais de résilience de l'A3SS après traitement d'adoucissement 50

Tableau VI.5 : moyenne de valeur de résilience et de dureté aux températures d'adoucissement 50

Tableau VI.6 : Essais de dureté et résilience de l'A3SS après austénitisation à 910°C pendant 30

minutes 53

Tableau VI.7 valeurs moyennes de dureté et résilience après austénitisation à 910°C 53

Tableau VI.8 : Evolution des propriétés en fonction du temps de maintien 54

Tableau VI.9 : Valeurs moyennes de dureté et résilience en fonction du temps 54

Tableau VI.10 : résultat du revenu à différentes températures pendant 30 minutes de maintien 58

Tableau VI.11 : Valeurs moyennes de dureté et résilience après revenu pendant 30 minutes 58

1

INTRODUCTION

De tous les alliages métalliques, les aciers sont parmi ceux les plus couramment employés dans les applications industrielles. La grande diversité de leurs nuances et la possibilité de réaliser les traitements thermomécaniques conditionnant les propriétés mécaniques de ces aciers permettent de couvrir une gamme d'applications extrêmement large. Leurs propriétés mécaniques sont étroitement liées à la microstructure de l'alliage, donc à sa composition et aux traitements thermiques appliqués. Enfin, leurs faibles coûts présentent un grand intérêt pour leurs utilisations.

Les éléments d'alliages, entrant en solution solide interstitielle ou substitutionnelle, jouent un rôle prépondérant dans les différentes transformations de phases des aciers. L'étude de leur rôle, de leur influence et des conditions dans lesquelles elles surviennent constitue donc une étape incontournable dans la compréhension des différentes propriétés d'un alliage. Ces éléments influent sur les différentes propriétés en modifiant les transformations, leur cinétique, et par conséquent, les microstructures obtenues.

L'objectif de ce travail consiste à donner une longue durée de vie d'une nuance d'acier (A3SS) devant être utilisé pour la fabrication du lower mantle (pièce du concasseur à cône fabriquée en acier faiblement allié). L'acier doit présenter des caractéristiques mécaniques élevées après un cycle des traitements thermiques : l'obtention d'un optimum entre la résilience (K), la dureté (HB) et d'une bonne résistance mécanique sera visée.

Ainsi, notre travail va s'orienter vers différents essais mécaniques et traitements thermiques appliqués conduisant à l'obtention des bonnes propriétés mécaniques. Notre étude se penchera aussi sur l'influence d'éléments d'alliage, de la température de chauffage et du milieu de refroidissement pour le traitement thermique considéré. Une compréhension approfondie de leurs effets séparés et conjoints nous amènera logiquement à la proposition d'un cycle qui comprend la température de chauffage, le temps de maintien et le milieu de refroidissement, dont les propriétés correspondront au mieux à celles recherchées.

2

Ce présent travail est divisé en deux grandes parties à savoir :

- La première partie bibliographique donne un aperçu général sur les aciers, les différents éléments d'alliage et leur influence sur les propriétés mécaniques, ainsi que les différents modes de traitement thermique. Cette partie fait aussi référence à quelques travaux antérieurs sur la nuance A3SS tout en dégagent les conclusions de chacun.

- La deuxième partie expérimentale est consacrée au matériel et procédure expérimentale ainsi qu'à la représentation et analyse des résultats.

3

CHAPITRE I

GENERALITES SUR LES ACIERS

I.1 Définition

Les aciers sont les métaux les plus répandus dans l'industrie et la construction mécanique d'une manière générale, on les désigne ainsi par Fer + Carbone se trouvant dans une proportion allant de 0,02 à 2% en masse (Air Formation édition octobre 2007). Pour résister à ces sollicitations, des éléments chimiques peuvent être ajoutés à sa composition en plus du carbone. Ces éléments sont appelés éléments d'additions, les principaux sont le manganèse (Mn), le chrome (Cr), le nickel (Ni), le molybdène (Mo).

I.2 Type

On distingue plusieurs types d'aciers selon le pourcentage massique de carbone

qu'ils contiennent :

- les aciers hypoeutectoïdes de 0,0101 à 0,77 % de carbone qui sont les plus

malléables; ils sont durcis par des précipités de cémentite en faible quantité ;

- les aciers perlitiques ou eutectoïdes contenant du fer á et la cémentite

- les aciers hypereutectoïdes : de 0,77 à 2,11 % de carbone qui sont les plus durs

- il existe toutefois des aciers lédéburitiques (Matériaux Métalliques).

I.3 Structure et phases de l'acier

a) Structure

À l'état stable, dit « recuit », la structure de l'acier dépend de la composition :

? en dessous de 0,008 % de carbone en masse, le carbone est entièrement dissout dans la maille de fer á ; on parle de « fer » ;

? entre 0,008 et 0,022 %C, on a dépassé la limite de solubilité du carbone dans le fer ; le carbone forme du carbure de fer Fe₃ C appelé « cémentite » ; ce sont des aciers extra-doux, qui ont une limite élastique Re faible ;

? entre 0,022 et 0,77 %C, on a une structure biphasée ferrite/perlite (la perlite est un eutectoïde lamellaire) ; les grains de ferrite peuvent être de forme régulière, ou bien aciculaires (en forme d'aiguille), cette structure est fragile et a une mauvaise résistance à la corrosion, raison pour laquelle on l'évite ; pour 0,77 % C, on a uniquement de la perlite ;

? entre 0,77 et 2,1 %C, on a une structure biphasée cémentite/perlite.

4

Figure I.1 : structure cristalline des aciers à l'état recuit

Pour un acier hypoeutectoïde, on passe d'abord par une zone á + ã entre les températures A3 et A1, on a donc d'abord formation de ferrite dite « proeutectoïde » (qui se forme avant l'eutectoïde) qui « prend la place des joints de grain ». Puis, la perlite se forme à la température A1. On se retrouve fréquemment avec des grains de perlite entourés de ferrite.

Pour un acier hypereutectoïde, on passe d'abord par une zone cémentite + ã entre les températures Acm et A1, on a donc d'abord formation de cémentite proeutectoïde qui « prend la place des joints de grain ». Puis, la perlite se forme à la température A1 (les aciers I théorie/Métallurgie générale).

5

Figure I.2 : germination des phases de l'acier à partir des grains d'austénite au cours de refroidissement d'un acier hypoeutectoïde et hypereutectoïde

b) Phase

b.1) Austénite

l'austénite (fer ) est une phase du fer stable entre 910°c et 1394°c. Elle a une structure cristallographique cubique à faces centrées et amagnétique. Cette structure permet une grande solubilité du carbone (jusqu'à 2,1% massique à 1147°c).

Certains éléments d'alliage comme le manganèse, nickel, azote augmentent la plage de stabilité de l'austénite, ils sont dits « gammagènes ». Avec un dosage suffisant, ils permettent, grâce à une trempe, d'obtenir de l'austénite à température ambiante à l'état métastable. D'autres éléments (silicium, molybdène ou chrome par exemple) tendent à déstabiliser l'austénite. On appelle ces éléments « alphagènes »

b.2) Ferrite

La ferrite (fer ) est une phase de l'acier, sous la forme d'une structure cubique centrée. Cette phase est observable lorsque la température est inférieure à 912°c ou supérieure à 1394°c. Si la teneur en carbone est très faible, le passage de la structure cubique à faces centrées (austénite) du fer à la structure cubique centrée (ferrite), lorsque la température descend en dessous de 912°c, résulte de l'apparition progressive du ferromagnétisme dans la structure cubique centrée. En effet, pour des raisons liées à

6

l'arrangement cristallin, l'alignement des spins responsable du ferromagnétisme tend à stabiliser la structure cubique centrée.

b.3) Cémentite

La cémentite ou carbure de fer est un composé chimique dont la formule est Fe₃C

et ayant la structure orthorhombique. Elle contient 6,67% de C. c'est un composé très dur (Dureté Vickers HV = 700 à 800) mais très fragile

(A = 0%, Rm = 700 N/ ).

mm²

Elle forme avec la ferrite un composé appelé perlite.

b.4) Perlite

Agrégat eutectoïde ayant une structure de lamelles alternées de ferrite et de

cémentite, provient de la décomposition de l'austénite. Ce constituant contient 0.8%C, il offre une dureté usinable et une bonne résistance. La perlite est dure (HB200), résistante (Rm850 MPa) et assez ductile (A%10).

b.5) Martensite

En ce qui concerne les aciers, la martensite (fer a) est une phase métastable

Cette phase cristallise dans le système quadratique. On peut la considérer comme une solution solide de carbone dans le réseau distordu de la ferrite. Cette distorsion est caractéristique d'un acier refroidi rapidement depuis la température d'austénitisation, et elle coexiste souvent avec la bainite et la troostite. La martensite possède une grande dureté (HV = 700 - 900), mais présente l'inconvénient d'être très fragile. Elle est ferromagnétique comme la ferrite. Elle peut martensite se présenter sous différentes morphologies : massive ou aciculaire. Cette dernière forme est de loin la plus répandue dans le cas des aciers faiblement alliés (S.BENSAADA 2010).

b.6) Bainite

La bainite est le nom d'une microstructure de l'acier découverte en 1930 par E.S. Davenport et Edgar Bain lors de leurs études de la décomposition isotherme de l'austénite. Cette phase se présente sous la forme d'un agrégat de plaquettes (ou lattes) de ferrite et de particules de cémentite. Elle se forme lorsque le refroidissement de l'acier est trop rapide pour obtenir la formation de perlite mais trop lent pour obtenir la formation de martensite.

7

C'est un constituant qui présente les mêmes phases que la perlite mais possède une structure particulière fine, souvent en aiguilles, ce qui lui confère de bonnes propriétés mécaniques. Elle est dure et assez facile à usiner.

I.4 Différentes familles des aciers

a) Aciers non alliés

? Aciers non alliés à usage général

Ils sont destinés à la construction soudée, à l'usinage, au pliage etc. On distingue :

- le type S qui correspond à un usage général de base (construction de bâtiment...) ;

- le type P pour usage des appareils à pression ;

- le type L pour les tubes de conduites ;

- le type E pour la construction mécanique ;

- le type R pour les rails.

La désignation de ces aciers comprend la lettre indiquant le type d'acier, suivie de la valeur de la limite élastique (Re) exprimée en méga pascals (MPa).

S'il s'agit d'un acier moulé, la désignation est précédée de la lettre G. La désignation peut être complétée par des indications supplémentaires (pureté, application dédiée, etc.). ? aciers non alliés spéciaux (du type c)

La teneur en manganèse est inférieure à 1 %, et aucun élément d'addition ne dépasse 5 % en masse. Leur composition est plus précise et plus pure et correspond à des usages définis à l'avance.

Leurs applications courantes sont les foreuses (perceuses), ressorts, arbres de transmission, matrices (moules), etc.

Leur désignation comprend la lettre C suivie de la teneur en carbone multipliée par 100. S'il s'agit d'un acier moulé, on précède la désignation de la lettre G.

b) Aciers faiblement alliés

La teneur en manganèse est supérieure à 1 % et aucun élément d'addition ne doit dépasser 5 % en masse. Ils sont utilisés pour des applications nécessitant une haute résistance.

Il existe aussi les aciers à résistance améliorée à la corrosion sont des aciers faiblement alliés appelés également aciers patinables ou aciers auto protecteurs, car dans certaines

8

conditions d'exposition, ils ont la faculté de se couvrir d'une couche protectrice appelée « patine ».

c) Aciers fortement alliés

Au moins un élément d'addition dépasse les 5 % en masse, destinés à des usages bien spécifiques, on y trouve des aciers à outils, réfractaires, maraging (très haute résistance, utilisés dans l'aéronautique et pour la fabrication de coque de sous-marins), Hadfields (très grande résistance à l'usure), Invar (faible coefficient de dilatation).

? Les aciers inoxydables

Les aciers inoxydables sont classés en quatre familles: ferritique, austénitique, martensitique et austéno-ferritique. Ils sont une des grandes familles des aciers qui présentent une grande résistance à la corrosion, à l'oxydation à chaud et au fluage (déformation irréversible). C'est un acier fortement allié, ses applications sont multiples : chimie, nucléaire, mais aussi couteux et équipements ménagers. Ces aciers au moins 12% de chrome (Myriam Olivier, 2006).

? Les aciers multiphasés

Ces aciers sont conçus suivant les principes des composites : par des traitements thermiques et mécaniques, on parvient à enrichir localement la matière de certains éléments d'alliage. On obtient alors un mélange de phases dures et de phases ductiles, dont la combinaison permet l'obtention de meilleures caractéristiques mécaniques. On citera, par exemple :

- les aciers Dual Phase qui sont la déclinaison moderne de l'acier damassé, mais où la distinction entre phase dure (la martensite) et phase ductile (la ferrite), se fait plus finement, au niveau du grain ;

- les aciers duplex formés de ferrite et d'austénite dans des proportions sensiblement identiques ; les aciers TRIP (Transformation Induced Plasticity), où l'austénite se transforme partiellement en martensite après une sollicitation mécanique. On débute donc avec un acier ductile, pour aboutir à un acier de type Dual Phase ;

- les aciers damassés où des couches blanches ductiles pauvres en carbone absorbent les chocs, et les noires, plus riches en carbone, garantissent un bon tranchant.

9

I.5 Propriétés et caractéristiques

L'acier est un alliage essentiellement composé de fer, sa densité varie donc autour de celle du fer (7,32 à 7,86), suivant sa composition chimique et ses traitements thermiques. Les aciers ont un module de Young d'environ 200 GPa (200 milliards de pascals), indépendamment de leur composition. Les autres propriétés varient énormément en fonction de leur composition, du traitement thermomécanique et des traitements de surface auxquels ils ont été soumis.

Le coefficient de dilatation thermique de l'acier vaut 11,7×10 °C-1.

Les aciers ont quasiment tous le même module de YOUNG : E ? 200 GPa.

L'austénite a un module de YOUNG plus faible que la ferrite :

E ferrite = 207 GPa ; E austénite = 193 GPa.

La ferrite a une masse volumique ñ de 7 874 kg/m3, celle de l'austénite vaut 8679 kg/m3. On utilise en général des aciers hypoeutectoïdes (moins de 0 ,77 % de carbone). De manière globale (ARFAOUI Ali, CHAKER Med Amir) :

- les aciers austénitiques sont très ductiles mais ont une limite élastique très basse, en effet, leur structure cubique à face centrée permet de nombreux glissements faciles entre les plans cristallins ; ils sont facilement formables à température ambiante ;

- les aciers martensitiques ou bainitiques (aciers trempés) ont une haute limite élastique mais une faible ductilité (voir ci-dessus) ;

- les aciers ferritiques sont entre les deux.

Voici à titre indicatif des valeurs typiques.

Acier	Limite élastique Re (MPa)	Allongement à la rupture A %
Acier extra-doux (ferritique très bas carbone)	150	35
Acier austénitique (hypertrempe)	200	25 - 50
Acier ferritique	200 - 400	20 - 25
Acier martensitique (trempe)	400 - 1000	10 - 20

Tableau I.1 : valeurs typique des caractéristiques mécaniques

10

La ferrite et la martensite sont ferromagnétiques ; l'austénite est paramagnétique. Un aimant adhère donc moins bien à l'austénite qu'à la ferrite ou à la martensite ; on utilise souvent le « test de l'aimant » pour reconnaître un acier austénitique. L'austénite est souvent qualifiée à tort « d'amagnétique » (ce terme n'a pas de sens physique). Au-delà de 770 °C (point de CURIE), la ferrite devient paramagnétique, elle perd son aimantation.

On augmente les propriétés magnétiques (perméabilité magnétique) des aciers ferritiques par addition de silicium à moins de 4 % : de trop fortes teneurs fragilisent l'acier. On utilise naturellement des aciers bas carbone (<0 ,01 %), celui-ci étant gammagène.

En conclusion les propriétés de l'acier dépendent, en général, des éléments d'addition ou défauts inclus dans l'acier.

11

CHAPITRE II

INFLUEN E DES ELEMENTS D' DDITION SUR LES PROPRIETES
ME NIQUES DE L' IER

On peut modifier les caractéristiques mécaniques et aptitudes technologiques des aciers par addition d'autres métaux en dehors de la variation du pourcentage de carbone. L'association de plusieurs éléments d'addition entre eux permet de pondérer les effets de chacun. Les métaux principaux, avec leurs principales influences, sont :

II.1. L'aluminium

La solubilité de l'aluminium dans le fer est de 35% à 1232°C et de 32% à la

température ambiante. Les additions d'aluminium réduisent la région gamma du diagramme d'équilibre, accroissant la phase alpha et formant finalement une région alpha et gamma continue. La plupart des aciers moulés sont désoxydés à l'aide de petites additions (0.5 à 1 kg par tonne), qui changent l'oxyde de fer en en alumine insoluble, dispersée sous la forme de particules ultra-microscopiques, infusibles et dures, qui sont généralement moins gênantes au cours de la fabrication que les inclusions existant dans les aciers calmés au silicium. En empêchant la formation de gaz, des additions de ce genre évitent la formation de piqûres et de ségrégation A condition d'éviter la surchauffe, une forte désoxydant par l'aluminium représente un moyen d'élever la température à partir de laquelle le grain du métal grossit rapidement, et l'on peut par la suite agir sur la finesse du grain. Les très petites inclusions d'alumine agissent probablement en gênant mécaniquement le grossissement des grains sur les bords de ceux-ci. Les aciers désoxydés de cette façon ont une résilience accrue.

II.2. Le carbone

Les propriétés de l'acier dépendent, de façon fondamentale, de la teneur en

carbone. Le fer liquide dissout très facilement le carbone dans des proportions très supérieures aux 2.08% qui marquent la délimitation entre les aciers et les fontes. En quantités allant jusqu'à cette limite de classification, le carbone se dissout dans le fer Ó pour donner de l'austénite, mais la solubilité dans le fer Ó est très faible (de 0.01 à 0.04%). Les additions de carbone introduisent le point A2 (695°C formation de perlite) élèvent le point A4 (1400°C) et peuvent abaisser le point A3 (910°C) jusqu'à 695°C.

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De tous les constituants de l'acier, le carbone exerce de loin l'influence la plus grande sur les propriétés du métal. Dans les aciers au carbone, il se trouve presque exclusivement sous la forme de carbure Fe₃C dur et fragile, mais également sous la forme de "carbone de trempe" dissous, et quelquefois sous la forme de graphite (Métallurgie générale/les aciers I théorie).

Figure II.1 : Diagramme fer-carbone

II.3. Le chrome

Des additions de chrome améliorent les propriétés mécaniques et la résistance à la

corrosion, et cet élément est très employé, en teneur variant de 0.25 à 30%, suivant l'application précise que l'on veut faire. Il se combine de préférence avec le carbone, et le carbure qui en résulte, (généralement le carbure orthorhombique Cr₃ C₂ lorsque la teneur est modérée, ou le carbure cubique Cr₄C quand la teneur est forte) se dissout dans le Fe₃C restant pour former un carbure double, dur et stable. Par suite, le chrome diminue la décarburation et corrige la tendance graphitisante dans les aciers à forte teneur en carbone. Les quantités en excès par rapport à celle nécessaire à la formation des carbures se dissolvent librement et facilement dans le fer liquide, et restent en solution dans le fer y, et, dans une plus grande mesure encore dans le fer a. Le chrome en solution tend à

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retarder la transformation de l'austénite, ce qui produit de la trempe à l'air, tendance qui est favorisée par des températures initiales élevées ou par des vitesses de refroidissement dépassant la vitesse d'équilibre, ces deux conditions abaissant les points A3 et A1. Une teneur aussi faible que 0.5% suffit pour donner une structure aciculaire dans de l'acier au carbone à 0.35% refroidi à l'air (ARFAOUI Ali, CHAKER Med Amir).

Le plus souvent, on emploie en même temps que d'autres éléments d'addition, spécialement le nickel, le molybdène, le vanadium et le titane, qui améliorent en plus la ductilité et la ténacité, réduisant en outre la fragilité due au grossissement du grain. Des additions simultanées de chrome (0.5 à 1.5%) et de nickel (1.5 à 4.5%) donnent une association excellente de résistance à l'usure et d'aptitude à la trempe, avec une résistance à la rupture élevée, de la ductilité, de la ténacité, le métal obtenu convenant bien aux fortes épaisseurs, et n'étant que relativement peu sujet au grossissement du grain.

II.4. Le cobalt

Le cobalt élargit la région á, en relevant la température du solidus et abaissant le point de transformation a - y. Ajouté à l'acier, il n'a pas d'effet durcissant appréciable sur l'austénite. En ce qui concerne les propriétés mécaniques à froid, il élève graduellement la charge de rupture à la traction et la limite élastique, avec réduction correspondante de l'allongement et de la striction. La résistance à la corrosion est améliorée. Le cobalt est le seul élément qui n'agisse pas directement pour augmenter la dureté produite par la trempe et il faut recourir à un refroidissement plus rapide. Cet élément fait que l'acier résiste à l'action du revenu après trempe.

Le cobalt existe dans les aciers surtout sous forme de carbure Co₃ C. L'instabilité de celui-ci tend à produire de la décarburation pendant le travail à chaud. Étant donné que le chrome exerce un effet stabilisant par suite de la formation de carbures complexes, contrecarre la fragilité et diminue partiellement les difficultés de forgeage. Il en résulte qu'on l'ajoute souvent aux aciers au cobalt, surtout dans ceux qui sont à haute teneur en carbone. Toute la proportion du cobalt qui n'est pas combinée avec le carbone, forme un composé intermétallique Fe₂ Co, qui donne avec le fer une série de solutions solides.

II.5. Le manganèse

Le manganèse a une influence si favorable qu'il est un constituant essentiel de n'importe quel acier industriel. Le seul élément qui ait une importance plus grande est le

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carbone. Le manganèse forme avec le fer gamma ( ), le fer á et la cémentite, une série continue de solutions solides. Les points Ar3 (correspondant à la transformation -> á) et Ar1 (changement eutectoïde) sont notablement abaissés par la présence du manganèse. Avec une teneur en manganèse de 2%, les points critiques se confondent, même quand la teneur en carbone est modérée. Des additions de manganèse améliorent la fluidité, mais augmentent le retrait. La conductibilité électrique est réduite.

Le manganèse est présent dans les aciers, en partie sous forme d'impuretés résiduelles, en partie comme résultat d'une désoxydation. Une partie du manganèse constitue un élément d'addition intentionnelle pour contrebalancer la mauvaise influence du sulfure de fer, en produisant du sulfure de manganèse relativement moins nocif. Le manganèse améliore les propriétés mécaniques et les possibilités de travail à chaud. En tant que désoxydant, le manganèse a une très grande efficacité et il est employé pour obtenir de l'acier sain, sans défaut interne, tels que les soufflures. Si la teneur en manganèse est inférieure à 0.2% l'acier sera vraisemblablement ruché (soufflures superficielles en nid d'abeilles) et donc non sain. Son action sur le sulfure de fer est utilisée dans tous les aciers. Elle est particulièrement importante dans les aciers de décolletage à haute teneur en soufre. Des quantités de manganèse, supérieures à 0.30%, augmentent la résistance à la traction et à moindre degré, diminuent l'allongement et la striction. L'amélioration de ténacité due au manganèse varie directement avec la teneur en carbone. Une teneur en manganèse de 1% augmente la résistance d'un acier à 0.10% de carbone d'environ de 25%, alors que, dans le cas d'un acier à 0.50% de carbone, l'augmentation de résistance est d'environ 50%. Avec 2% de manganèse, l'effet de trempe à l'air devient si prononcé que la résistance au choc n'est plus que le cinquième de ce qu'elle était avec 1.40% de manganèse. Une teneur très favorable en manganèse, pour avoir un acier à haute résistance et ductile, est de 1.2% à 1.6% avec 0.25 à 0.30% de carbone (BOUTARFIF Fatma et GUELAI Noussaida).

II.6. Le molybdène

Les aciers au molybdène ont pris une importance croissante pour la fabrication d'organes de machines. Le molybdène améliore les propriétés de résistance aux chocs des aciers trempés. Les recherches étendues et les résultats constatés font que le molybdène est maintenant le plus largement employé dans les aciers à haute résistance, en vue de leur maintenir une bonne résistance aux chocs et une bonne résistance aux températures élevées. Le succès des additions de molybdène est dû à plusieurs causes. L'une d'entre

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elles est d'éliminer pratiquement toutes tendances à la fragilité de revenu, après trempe, dans les aciers au chrome-nickel et dans d'autres aciers spéciaux. Le molybdène est donc un élément d'addition qu'on emploie habituellement en même temps que d'autres. Sauf dans les aciers pour outils, où la teneur en molybdène peut atteindre 10%, en remplaçant du tungstène, les additions de molybdène ont rarement besoin de dépasser 1% pour produire leur maximum d'effet utile et souvent, elles sont beaucoup plus faibles. Ainsi, de nombreuses variétés d'aciers spéciaux contiennent seulement de 0.15 à 0.40% de molybdène.

Cet élément se dissout facilement dans l'acier fondu et, dans de certaines limites, il est retenu sous forme de solution solide dans le fer á et la ferrite y. Sa solubilité à 1440° C'est de 24%. A la température ordinaire, elle est de 4%. A 400°C, elle est de 6%. Le molybdène est susceptible de former le composé Fe3Mo2. L'acier chauffé pour être amené à l'état de solution solide est soumis à une trempe, présente un précipité de Fe3Mo2 très finement dispersé (Philipe Berger).

Cependant le molybdène est un puissant formateur de carbure et il existe en forte proportion dans l'acier, sous forme de carbures complexes de molybdène et de fer, plus stable de beaucoup que le simple carbure du fer. Ces carbures lentement solubles, donnent à la présence au molybdène beaucoup de son effet trempant, qui vient tout de suite après celui du carbone. Une caractéristique des additions de molybdène (0.5 à 1%) est de permettre un traitement thermique efficace des aciers au nickel-chrome, des aciers à hautes teneur en manganèse..., en supprimant largement leur susceptibilité à la fragilité de revenu. Celle-ci consiste en une précipitation durcissant entraînant une diminution considérable de la résistance aux chocs. Cela ne résulte pas d'un adoucissement de l'acier. Mais en fait le molybdène est favorable à un durcissement par revenu. Il se crée alors des petites particules de Fe3Mo2. Par suite de la solubilité lente des carbures, il faut des températures de revenu élevées pour produire l'adoucissement.

Le molybdène agit d'une façon semblable à celle du chrome, pour augmenter la résistance, l'aptitude à la trempe et la résistance à l'usure, tout en gardant une bonne ténacité. Il a donc divers effets favorables, analogues à ceux du nickel. Les aciers au nickel-molybdène ont une limite élastique élevée, mais ils ont une faible résistance aux chocs, et une médiocre usinabilité. Ils sont employés comme aciers de cémentation.

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II.7. Le Nickel

Le nickel est le premier de tous les éléments alliés employé à l'échelle industrielle. Il confère aux aciers un ensemble de propriétés remarquables, de sorte qu'il se trouve un emploi étendu pour toutes sortes d'applications, notamment aux teneurs jusqu'à 5% dans les aciers devant subir un traitement thermique ou une cémentation et pour des pièces forgées au pilon. Le plein effet du nickel se produit seulement quand on l'emploie en même temps que d'autres éléments alliés.

Cet élément a une structure atomique du type cubique à faces centrées, comme celle du fer gamma, avec lequel il peut s'allier complètement en formant une série continue de solutions solides. Il est aussi complètement soluble dans la ferrite et sauf pour une petite proportion où il existe comme carbure de nickel instable, associé avec le carbure de fer, il existe dans les aciers pour pièces de construction, sous forme de solution solide dans la ferrite. Le nickel a un comportement semblable au manganèse. Son intérêt fondamental est qu'il abaisse notablement la température des points critiques. Les points critiques Ac3 et Ac1 sont, tous les deux, abaissés d'environ 10°C pour chaque 1% de nickel ajouté.

Le nickel a une vitesse de diffusion assez faible. Il est très utile pour retarder le grossissement du grain par chauffage à hautes températures. Il contrebalance les effets pernicieux d'un surchauffage. La perlite devient plus fines, sa teneur en carbone est diminuée et ramenée, par exemple, à 0.75%, quand la teneur en nickel est de 3% et à 0.45%, quand la teneur en nickel est de 10%.

Le carbure de nickel est très instable. L'effet graphitisant du nickel est intermédiaire entre celui du cuivre et celui du silicium. Cet effet est habituellement contrecarré en élevant le manganèse jusqu'à une teneur de 0.6 à 0.9% (BOUTARFIF Fatma et GUELAI Noussaida).

Le nickel n'a qu'un effet modéré sur la trempabilité des aciers. En abaissant la température des points critiques et la vitesse critique du refroidissement, il permet une plus grande latitude dans les conditions du traitement thermique. On peut abaisser la température de trempe, en réduisant ainsi les possibilités de décarburation superficielle et de déformation. On peut avoir une trempe moins brutale que celle exigée par des cahiers au carbone seul. En faisant un revenu après trempe vers des températures de 550° à 650°C. Les aciers au nickel présentent les meilleurs ensembles de caractéristiques mécaniques.

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Avec de faibles teneurs en carbone, la présence de 2% de nickel donne un acier très ductile, résistant aux chocs et à la fatigue aux basses températures et avec des teneurs moyennes en carbone, il améliore les propriétés élastiques.

Comme le nickel élargit le domaine gamma, des teneurs intermédiaires en nickel produisent la structure martensitique, même avec un refroidissement lent, mais des teneurs encore plus élevées donneraient à l'acier une structure austénitique permanente.

II.8. Le silicium :

De même que le carbone, l'élément silicium est toujours présent dans les aciers industriels. Il forme facilement des solutions solides avec le fer, aux états delta, gamma ou alpha et aussi avec la cémentite, en diminuant la solubilité de celle-ci. Alors qu'il est surtout présent à l'état de solution solide dans la ferrite, il y en a une petite proportion sous forme combinée, c'est la silice SiO2, formant dans le métal des inclusions non métalliques.

Les aciers à hautes teneur en carbone et en silicium peuvent contenir du carbure de silicium (SiC). Celui-ci, en solution solide, contribue à produire un grain grossier dans les aciers, alors que sous la forme d'inclusions dispersées, il a un certain effet pour gêner le grossissement du grain. Le silicium à l'état allié au fer, élargit le domaine de la phase alpha du diagramme d'équilibre, et quand il est présent en quantité suffisante, les alliages restent constamment ferritiques. En élevant ainsi le point de transformation, il demande des températures de trempe plus élevées. Une tendance très dommageable, surtout lorsque sa teneur 0.50%, est celle qui contribue à décomposer la cémentite en fer et graphite. On contrecarre cet effet par un apport de manganèse.

Le silicium améliore la résistance de l'acier aux températures élevées. Les pellicules d'oxyde superficiel formées les premières sont adhérentes et inertes et elles empêchent rapidement une oxydation ultérieure. Certains des aciers à haute teneur en chrome résistant à la chaleur contiennent de 1 à 3% de silicium (Philipe Berger).

Néanmoins tous ces éléments jouent un rôle alphagènes ou gammagènes ou encore carburigène.

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CHAPITRE III

TRAITEMENT THERMIQUE APPLIQUE AUX ACIERS

III.1. Définition

Traitement thermique est une succession d'opérations au cours desquelles

un produit ferreux solide est soumis en totalité ou partiellement à des cycles thermiques pour obtenir un changement de ses propriétés et/ou de sa structure.

III.2. But

On recherche un compromis entre les caractéristiques suivantes :

- ductilité (capacité de déformation)

- résilience, ou ténacité (résistance au choc)

- résistance (limite d'élasticité, résistance à la traction)

- dureté

Certaines structures sont favorables à la dureté, certaines caractéristiques (taille de grains)

en conjonction avec d'autres paramètres agissent sur la ductilité.

Cette approche simplifiée ne reflète pas, bien entendu, toute la complexité de la

métallurgie et de sa mise en oeuvre au travers des traitements que nous décrivons.

III.3. Eléments d'un traitement thermique

Les éléments d'un traitement thermique sont :

? Un traitement thermique consiste à jouer sur trois éléments :

- la température

- le temps

- et le milieu de séjour durant le maintien en température (neutre ou réactif)

? lors de trois phases différentes :

- la montée en température

- le maintien à température

- et le refroidissement.

En général, la phase déterminante et critique est le refroidissement. La vitesse appropriée

pour obtenir les caractéristiques voulues amène à choisir un milieu de refroidissement (par

exemple air, eau, bain de sel, huile, gaz ou mélanges gazeux sous pression) en fonction de

la dimension de la pièce à traiter et la trempabilité.

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Figure III.1 : Cycle d'un traitement thermique

Un acier peut présenter plusieurs types de structures cristallines liées :

- aux phases

- aux types de précipités

- à l'organisation entre ces deux éléments.

L'ensemble des traitements thermiques pour emploi final et intermédiaires jouent sur ces aspects avec notamment les transformations de phases au chauffage et au refroidissement, les mises en solution ou apparition des précipités et la diffusion des éléments divers au chauffage. La taille des grains et leur grossissement interviennent. Cela agit sur le résultat final de la structure et par ailleurs dépend également des conditions des traitements thermiques et éventuellement des éléments d'addition.

III.4. Types de traitements thermiques

1. Le recuit

Le recuit consiste à :

- chauffer la pièce à une température déterminée dite température de recuit (le choix de la température dépend des objectifs, elle peut aller de 450 et 1100°C)

- maintenir cette pièce à cette température pendant un temps donné

- refroidir à la vitesse adéquate afin d'obtenir après retour à la température ambiante un état structural du métal proche de l'état d'équilibre stable.

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Cette définition très générale est habituellement complétée par une formulation précisant le but du traitement.

Le recuit permet notamment :

- d'éliminer ou réduire les contraintes résiduelles du métal liées à une action antérieure (déformation, soudure, etc.) ou un traitement thermique antérieur

- ou d'obtenir la formation d'une structure favorable à une action ultérieure (déformation, usinage, etc.) ou un traitement thermique ultérieur.

	A : Recuit de normalisation et recristallisation. B : Recuits d'adoucissement. C : Recuits de détente. D : Recuits d'homogénéisation ou de diffusion
Figure III.2 : Zones des températures les plus favorables pour les différents recuits

2. La trempe

La trempe (ou durcissement par trempe) consiste à :

- chauffer la pièce à une température appropriée (austénitisation ou mise en solution) - refroidir à une vitesse adéquate la pièce en la plongeant par exemple dans de l'eau (trempe à l'eau) ou de l'huile (trempe à l'huile) ou par insufflation d'un gaz tel que l'air. Une trempe a pour objet de durcir le métal. Elle permet d'obtenir des aciers très durs mais dans la plupart des cas peu ductiles. Elle est donc généralement suivie d'un revenu.

Les éléments ajoutés au Fer modifient profondément la cinétique de la transformation á - y. Pour mettre en évidence cette cinétique, on se sert des diagrammes TTT (diagramme

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de transformation de l'austénite en conditions isothermes, Température - Temps - taux de Transformation, fig. 3)

Figure III.3 : Courbe TTT (acier faiblement allié 0,35%) : ce diagramme se lit en suivant un isotherme 3. Le revenu

Le revenu consiste :

- en un ou plusieurs chauffages de la pièce à une température déterminée (inférieure à la température de début de transformation de phase de l'acier ~ 700°C)

- un maintien de la pièce à cette température pendant un temps donné

- un refroidissement approprié.

Un revenu permet d'atténuer les effets de la trempe en rendant la pièce plus ductile et plus tenace. Il peut dans des cas particuliers, cas des aciers faiblement alliés, permettre un durcissement secondaire. L'emploi du terme revenu sous-entend que le traitement est réalisé sur un état préalablement trempé. [Un traitement à 500°C sur un acier trempé est un revenu, sur un acier non traité est un recuit].

En fonction du résultat attendu, on distingue plusieurs types de revenu :

- Revenu de relaxation ou de détente : s'effectue entre 180°C et 220°C -250°C Il ne provoque aucune modification de structure mais une relaxation des contraintes multiples dues au refroidissement brusque de la trempe et au changement de structure austénite martensite.

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- Revenu de structure ou classique : s'effectue entre 500°C et Ac1 On observe une augmentation des caractéristiques K, A et Z et une diminution plus importante de H, Rm et Re.

Revenu de durcissement : s'effectue entre 450 et 600°C

4. La normalisation

Le traitement de normalisation (équivalent d'un recuit à haute température suivi d'un refroidissement à l'air) est un traitement d'affinage structural permettant un adoucissement et l'élimination des contraintes apparues avec les opérations précédentes. Outre l'obtention de structures homogènes recherchées dans certaines applications mécaniques il conduit à un état reproductible idéal pour la trempe. L'état dit "normalisé" est un état de livraison des produits sidérurgiques.

III.5. Transformation des phases au cours du traitement thermique

a) Mécanisme de la transformation lors de l'austénitisation

Lors du traitement thermique d'austénitisation, les structures martensitiques, bainitiques et ferrito-perlitiques se transforment en phase austénitique. La croissance de l'austénite est contrôlée par diffusion. Comme le traitement d'austénitisation se fait à haute température, cette diffusion est rapide, un traitement de 30 min permettant a priori une redissolution complète de la perlite, pour des températures suffisamment élevées. Pour les structures perlitiques, le mécanisme de germination de l'austénite dépend de la morphologie de la perlite initialement présente.

Dans le cas d'une perlite globulaire, la formation de l'austénite se fait par étapes successives au cours de la montée en température.

La diffusion du carbone se faisant préférentiellement aux joints de grains, c'est sur ces derniers que la germination de la phase austénitique se produit. Le carbone nécessaire à cette étape provient de la dissolution des carbures. La première apparition d'austénite peut aussi être localisée à l'interface entre les colonies de perlite. La croissance de l'austénite se poursuit ensuite sous formes de lattes. Du fait que l'on se trouve à haute température, il y a ensuite coalescence de ces lattes à l'arrière du front de croissance, jusqu'à ce que celle-ci soit bloquée par des globules de perlite encore présents. La phase austénitique croît alors de façon isotrope à partir du joint de grains ou elle s'est formée, parallèlement à la dissolution des carbures.

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Figure III.4 : Premiers stades de la formation de la phase austénitique

Si la structure perlitique initiale est lamellaire, le mécanisme de formation de la phase austénitique est différent de celui décrit précédemment. L'austénite va germer sur les interfaces ferrite/cémentite de la perlite. Une rapide croissance fait suite à une germination instantanée de l'austénite. Au fur et à mesure que l'austénite croît, la proportion de ferrite diminue et les lamelles de cémentite deviennent de moins en moins épaisses jusqu'à se dissoudre complètement (Hantcherli Muriel 2010).

b) Constituant intermédiaire

Si la trempe est plus lente, ou bien si on l'arrête à une température intermédiaire (trempe étagée), on peut former de la bainite : il se forme des lamelles de ferrite (ferrite aciculaire), et de la cémentite vient se former soit entre ces lamelles, on parle de bainite supérieure, ou bien à l'intérieur des aiguilles, bainite inférieure. La bainite est un peu moins dure que la martensite, mais plus ductile ; la bainite inférieure a une meilleure résilience (métallurgie générale/ les aciers I théorie).

c) La transformation martensitique

Au cours d'une trempe, en revanche, le carbone ne peut plus diffuser. La phase martensitique possède donc la même teneur en carbone que la phase austénitique dont elle est issue et on parle ici de transformations displacives. Ce terme vient du fait que la croissance rapide de la martensite se fait via un mouvement coordonné des atomes. Il est cependant important de souligner que durant la transformation, ce mouvement coordonné d'atomes est tel que le déplacement d'un atome par rapport à ses voisins reste inférieur à la distance inter-atomique (Hantcherli Muriel 2010).

Lors du refroidissement à partir de la phase austénitique, il y a apparition de la phase martensitique. Elle se fait instantanément, du moment qu'une certaine température Ms, appelée température de début de transformation martensitique est atteinte. Elle fait

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apparaitre deux types de martensite : la martensite en latte et la martensite en plaquette dépendant de la teneur en carbone.

Le paramètre c de la maille augmente avec la teneur en carbone, tandis que le paramètre a décroît. Ainsi, plus la maille est riche en carbone, plus elle est tétragonale. Ceci s'explique par le fait que les atomes de carbone sont situés au centre des arêtes, dans les sites octaédriques. La Figure I.5 résume la position des atomes de carbones dans la maille.

Figure III.5 : Position des atomes de carbone dans la maille quadratique de la martensite

III.6. Influence des éléments d'alliage sur le traitement thermique

a) Influence sur l'austénitisation

Les éléments d'alliage ont un rôle prépondérant dans le traitement d'austénitisation. La germination de l'austénite est instantanée dans le cas des aciers au carbone mais la présence de certains éléments d'alliage peut ralentir la croissance gouvernée essentiellement par la diffusion, du fait de leur faible diffusivité, modifiant la position des points caractéristiques de début et de fin de la transformation Ac1 et Ac3. Les formules empiriques d'Andrews peuvent être utilisées pour estimer les températures de transformation en fonction de la composition chimique des aciers faiblement alliés. Elles sont valables pour des aciers contenant moins de 0,6% de carbone. Ces formules sont données ci-après en fonction de la teneur massique en éléments d'alliages.

Ac1=723-10,7Mn-16,9Ni+29,1Si+16,9Cr+6,38W+290As

Ac3=912-203 C-15,2Ni+44,7Si+104V+31,5Mo+13,1W-30Mn

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La Figure III.6 présente les changements occasionnés par la présence des éléments d'alliages alphagènes ou gammagènes sur le diagramme d'équilibre des phases de l'alliage Fe-C (Hantcherli Muriel 2010).

Figure III.6 : Influence des éléments d'alliage sur le diagramme de phase FeC a) Présence d'un élément
alphagène, le molybdène- b) Présence d'un élément gammagène, le manganèse

Les éléments alphagènes les plus souvent utilisés dans les aciers alliés sont le Si, Al, Cr, Mo, Ti, V, W. Le nickel et le manganèse sont quant à eux des éléments gammagènes. Ces considérations expliquent l'effet de ces éléments sur l'abaissement ou l'augmentation des températures Ac1 et Ac3 dans les formules d'Andrews et d'Eldis précédemment citées.

Un autre aspect est à prendre en compte pour comprendre l'effet de ces éléments. En effet, certains éléments, dits carburigènes, ont une affinité plus grande pour le carbone que celle du fer. Même présents en faible quantité, ils peuvent se substituer partiellement aux atomes de fer de la cémentite, formant ainsi des carbures notés de manière générale M3C. Lorsque la teneur en ces éléments est suffisante, la formation de différents carbures autres que la cémentite, peut être observée. Notons ici quelques exemples pour l'ajout de chrome ou de vanadium : (Cr, _Fe)23C6, (Cr, Fe)₃C, (Cr, Fe)₇C₃ ou (V, Fe)₃C et (V, Fe)₄C₃. Parmi les éléments carburigènes on trouve Cr, V, Mo, Ti, W, Nb et Mn. Des éléments comme le silicium où le nickel, n'étant pas carburigènes, se retrouvent en solution solide dans la ferrite (Hantcherli Miriel).

b) Influence sur la martensite

Les éléments d'alliages jouent un rôle important dans la formation de la martensite, et ce, à trois niveaux. Ils influent en effet sur la vitesse critique de trempe

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nécessaire pour former cette phase, sur la température de début de la transformation martensitique Ms, mais également sur la morphologie de la martensite obtenue.

b.1) Influence sur la vitesse critique de trempe

Les éléments d'additions altèrent la cinétique des transformations de phases en modifiant la stabilité de l'austénite pour des températures inférieures à son domaine d'existence. De manière générale, ces derniers stabilisent l'austénite instable et les courbes TRC sont ainsi décalées vers la droite : les vitesses de transformations sont diminuées. Dans certains cas, les éléments d'alliage peuvent également modifier la forme des courbes de transformation. Cela a une conséquence pratique sur la vitesse critique de trempe qui sera moins élevée, les transformations bainitique et ferrito-perlitique se produisant pour des vitesses plus faibles que dans le cas d'un acier non allié. La trempabilité des aciers s'en trouve donc améliorée (ARFAOUI Ali, CHAKER Med Amir).

b.2) Influence sur la température MS

Différentes formules pour estimer la température Ms (en °C), en fonction de la

teneur massique en éléments d'alliage sont disponibles dans la littérature.

Les principales approximations sont les suivantes :

- Nehrenberg

Ms=500-300C-33Mn-17Ni-22Cr-11Mo-11Si

- Steven et Haynes

Ms=561-474C-33Mn-17Ni-17Cr-21Mo

- Andrews

Ms=539-423C-30,4Mn-17,7Ni-12,1Cr-7,5Mo

La relation d'Andrews est généralement utilisée pour des aciers dont la teneur en carbone

ne dépasse pas les 0,6 % massique. Pour l'établissement de ces formules, il est

communément admis que l'influence de chaque élément est indépendante de la présence

ou de la teneur des autres éléments d'alliage.

En pratique, les éléments d'alliage en solution solide dans l'austénite abaissent la

température Ms. Il est cependant important de souligner que c'est la teneur en carbone qui

influe le plus sur le déplacement de cette température. Pour cette même raison, la

dissolution totale des carbures dans la phase austénitique joue un rôle prépondérant sur

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Ms. En effet, il est aisé de constater via ces formules, qu'une variation de 0,1% de carbone en solution solide peut conduire à une variation de presque 40°C sur la température Ms. Pour déterminer les phases que l'on obtient à température ambiante, on détermine l'influence des éléments alphagènes en calculant la teneur en « chrome équivalent », on détermine l'influence des éléments gammagènes en calculant la teneur en « nickel équivalent »

alphagènes : (Cr)eq = (%Cr) + 1,5(Si%) + (%Mo) + 0,5(%Nb)

gammagènes : (Ni)eq = (%Ni) + 0,5(%Mn) + 30(%C)

Et l'on reporte le point sur un diagramme, le plus couramment utilisé dans le cadre de la soudure étant le diagramme de SCHAEFFLER.

La zone dans laquelle se trouve le point indique les phases en présence. Dans la zone biphasée austénite + ferrite (y + á), on trace des droites indiquant la proportion des phases ; ces droites sont appelées droites de conjugaison, ou conodes (Métallurgie générale/ les aciers I théorie)

Figure III.7 : Diagramme de SCHAEFFLER ; A = austénite, F = ferrite, M = martensite, les lignes de
pourcentage indiquent la proportion de ferrite dans l'austénite

Le diagramme de SCHAEFFLER est pertinent pour les pièces brutes de solidification ; pour les pièces laminées, on utilise un diagramme légèrement différent, le diagramme de PRYCE et ANDREWS.

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III.7. INFLUENCE DE LA GROSSEUR DES GRAINS D'AUSTENITE SUR LES PROPRIETES MECANIQUES

D'une manière générale l'influence de la grosseur du grain sur les propriétés mécaniques à peu d'importance, sauf sur la résilience qui chute notablement surtout dans le cas de dureté élevée et le seuil de fragilité à froid qui s'élève. Plus le grain est gros, plus l'acier est apte aux tapures et aux déformations de trempe. La présence de la sorbite et de la troostite augmente de 10-15% la résistance mécanique et la dureté de l'acier normalisé.

Lorsque la température est portée au-dessus de A1, il se forme à l'interface de la ferrite cémentite, des germes de l'austénite qui croissent jusqu'au moment où toute la structure se transforme en austénite.

En élevant la température ou en prolongeant la durée de séjour à la température donnée, on déclenche une cristallisation qui grossit le grain austénitique. Cette croissance spontanée car le système à tendance à diminuer l'énergie libre en réduisant la surface des

grains. Les gros grains se développent aux dépend des petits grains
thermodynamiquement stables. Les dimensions des grains formés lors du chauffage jusqu'à une température donnée ne changent naturellement pas au refroidissement ultérieur. L'aptitude du grain austénitique à la croissance varie suivant les conditions de fusion même pour les aciers de composition identique. Et le grossissement des grains d'austénite n'intervient qu'à des températures de plus en plus élevées. La surchauffe durant la trempe produit une grande quantité d'austénite résiduelle avec augmentation de la quantité d'austénite effectivement, ce qui provoque une diminution de la dureté de l'acier (Paul Kasongo 2018).

CHAPITRE IV

TRAVAUX ANTERIEURS SUR L' A3SS

Dans ce chapitre nous ferons un court aperçu sur les travaux publiés par les ACP et quelques chercheurs sur l'A3SS.

IV.1. Amélioration de la nuance par les ACP (Inédit)

Aux ACP l'amélioration de la nuance a été faite par l'ajout du nickel. Le Lower

Mantle fabriqué en A3SS est une pièce devant travailler sous sollicitations aux chocs, à l'usure et à la fatigue. La présence associée du nickel, chrome, molybdène et autres éléments apporte la résistance à la corrosion et a une influence favorable sur la ténacité et la tenue aux chocs en jouant sur la stabilité. Etant auto trempant, il permet à l'état recuit une bonne usinabilité.

Nous vous présentons ci bas les attentes des ACP concernant les propriétés mécaniques après coulée et traitement thermique.

a) Composition

La composition est donnée dans la marge suivante :

Eléments	C	Mn	Ni	Cr	Mo	Si	P		S	Teneurs
0,280,5 ~0 ,32	~0 ,6	3,25 ~3 ,75	1 ' 1 ,2	0,25 ~0 ,45	max 0,28	max 0,03	< 0,03

Tableau IV.1 : Composition en fourchette de la nuance A3SS

b) Caractéristiques mécaniques

Les propriétés mécaniques sont données pour un revenu à 600°C

Propriétés	Résistance à la rupture	Limite élastique	Allongement	Résilience (kgm/cm2)	Dureté
Marge	90 -- 95	80 -- 85	>>-- 12	< 20	260 -- 280

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Tableau IV.2 : Marge des propriétés mécanique de l'A3SS attendues après revenu à 600°C

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c) Conditions de traitement thermique

Près coulée la pièce est soumise à un traitement thermique d'adoucissement (recuit d'adoucissement) pendant 6 à 10 heures à 680°C et pour la ramener aux conditions d'utilisation, l'on fait une trempe à l'air à partir de 850°C. Le revenu suivant les caractéristiques désirées se fait de 200 à 650°C (André Lebond, 1989).

Remarque : Eviter la maladie de Krupp autour de 700 ou un séjour prolongé à la température voisine de 500°C ; si possible arrêter le revenu à l'eau.

Le molybdène accroit la faculté de trempe, à résistance égale la résistance est augmentée de même la résistance à la fatigue.

IV.2. Amélioration par substitution (mémoire de fin d'études)

Le travail présenté et défendu par l'ingénieur MUTEBA KIBAMBE a porté sur la substitution faiblement allié au manganèse par un acier fortement allié au manganèse et traitement thermique. Les conclusions de ce travail ont conduit à dire que l'acier Hadfield présentait une dureté relativement faible à celle de l'acier faiblement allié, soit 160,67 HB contre 249 HB. Toutefois, la pièce originale a donné, en fin de vie, une dureté d'environ 237 HB, ce qui implique que la dureté avant utilisation devrait être relativement inférieure (durcissement par écrouissage). Contrairement, la résilience de l'acier Hadfield est de loin supérieure à celle de l'acier faiblement allié, soit 299,79 J/Cm2 contre 51,67 J/Cm2 ; toutefois, la nuance faiblement alliée présente une bonne usinabilité que l'acier Hadfield, cependant, cet aspect ne devrait pas être perçu comme un avantage d'autant plus qu'une

très bonne usinabilité est la conséquence inéluctable de la perte considérable de
matière par frottement, par conséquent une faible résistance à l'usure (MUTEBA KIBAMBE, 2017).

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CHAPITRE V

MATERIEL ET PROCEDURE EXPERIMENTALE

V.1. Matériel

Dans l'hypothèse de notre étude, nous avons réalisé nos essais sur des éprouvettes

coulées en barreaux dans les moules adaptés aux dimensions prévues et mis en forme selon les normes.

V.1.1. Caractérisation des échantillons

Nous avons fait la caractérisation des échantillons chimiquement au laboratoire

des ateliers centraux de panda par la méthode de fluorescence X au NITON XLT et par infrarouge au sulfo-carbomettre ELTRA CS800 pour l'analyse du soufre et du carbone. ci-dessous nous présentons la photographie des appareils servant à la caractérisation chimique des échantillons.

Figure V.1 : photographie montrant (a) un Analyseur NITON XLT et (b) sulfo-carbomettre ELTRA CS800 a) Analyseur NITON XLT

a.1) Principe d'analyse

L'analyse se fait par différence de longueurs d'onde et d'énergie émise par chaque

élément contenu dans l'échantillon. Lorsqu'on bombarde l'échantillon par les rayons X,

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les atomes de l'échantillon acquièrent une grande énergie et émettent des rayonnements qui sont quantifiés en valeur électrique et convertis en teneur en élément. Cet appareil est connecté à un ordinateur qui affiche les résultats d'analyse.

a.2) Mode opératoire

- Allumer l'appareil sur le bouton marche/arrêt ;

- Mettre l'échantillon dans la boite d'échantillonnage, munie d'une fenêtre par laquelle passe les rayonnements incidents ;

- Appuyer sur la gâchette pour déclencher le bombardement ;

- Lire les résultats d'analyse.

b) Analyseur ELTRA CS800

b.1) Principe

Celui-ci n'analyse que le soufre et le carbone, à la seule différence avec le précédent ici on

utilise les infrarouges à la place des rayons X pour l'analyse.

L'analyseur ELTRA CS800 comporte 4 cellules à infrarouges dont la cellule HS (haut soufre), BS (bas soufre), HC (haut carbone) et BC (bas Carbone).

Il est constitué aussi d'un petit four à induction et d'un piédestal sur lequel on place l'éprouvette.

L'analyse est basée sur l'absorption des gaz issus des réactions de combustion du carbone et du soufre dans le four porté à 2000°C, selon les réactions suivantes :

S+02=S02

C+02= C02

Ces deux gaz seront absorbés par les infrarouges ou l'énergie des gaz absorbés sera transformé à un signal électrique convertit en pourcentage du carbone ou en pourcentage du soufre.

L'analyseur ELTRA CS800 est aussi connecté à un ordinateur qui affiche les résultats d'analyse.

b.2) Mode opératoire

? Peser l'échantillon sur la balance électronique ELTRA 84 (figure IV.7 Ci-dessous)

;

? Prélever 0,3 g à 0,5g de l'échantillon ainsi que les fondants (0,3g de fer à 1,2g de tungstène) et mettre les tous dans une éprouvette ;

? Ouvrir de l'oxygène pur ;

? Démarrer l'appareil et attendre 30 à 45 minutes pour commencer l'opération ;

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? Placer l'éprouvette sur le piédestal dès que le four atteint une température de 2000°C, le piédestal monte à l'intérieur du le four ;

? L'écran commence à afficher l'évolution de l'analyse et montrant les résultats ;

? Une fois que l'analyse sera terminé, le piédestal va descendre avec l'éprouvette brulé et l'échantillon sera fondu ;

? Lire les résultats finals sur l'écran.

V.1.2. Essais mécaniques

Les essais mécaniques ont pour but de déterminer les caractéristiques mécaniques des

aciers. Les différents essais réalisés dans ce travail sont :

- L'essai de dureté ;

- L'essai de résilience ; - L'essai de traction.

a) Essai de dureté

La dureté correspond à la mesure d'une résistance à la pénétration locale du

matériau considéré. La dureté est aussi une propriété physique qui dépend non seulement des caractéristiques de ce matériau, mais aussi de la nature et de la forme du pénétrateur et du mode de pénétration.

Dans le cadre de ce travail, la mesure de la dureté a été faite par mesure de la dureté brinell.

1. Essai de dureté Brinell

Les essais selon Brinell s'appliquent au fer et à l'acier d'une résistance de 1000 à 1500

N/mm² et à tous les métaux non-ferreux. Le tableau suivant indique les charges d'essai à utiliser pour les matériaux et les différents diamètres de billes. Il indique également le diamètre de billes à choisir pour une épaisseur de paroi minimum déterminée.

2. Principe

L'essai consiste à appliquer à la surface d'un matériau préalablement préparé (surface

plane, polie et dépourvue d'écrouissage), une charge prédéfinie, à l'aide d'un pénétrateur. Le pénétrateur est une bille en acier ou en carbure de diamètre compris entre 10 et 1mm, la charge doit être telle que l'empreinte obtenue soit comprise entre deux rapport basés sur le diamètre de la bille : 0.24 x Diamètre de la bille < diamètre de l'empreinte < 0.6 x Diamètre de la bille.

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Pour notre étude les essais sont réalisés, à l'aide d'un duromètre à rebond portatif de marque EQUOTIP 3, sur des éprouvettes à l'état brut de coulée et celles ayant subi des traitements thermiques.

Figure VI.2 principe de l'essai de dureté

3. Mode opératoire

> Démarrer l'appareil en appuyant sur le bouton marche et arrêt pendant environ 2 seconde ;

> Sélectionner le groupe de matériau applicable à l'échantillon ; > Sélectionner le nombre d'impact n par série des mesures > Préparer l'échantillon à la meule

> Armer la sonde en glissant simplement le tube vers l'avant ;

> L'instrument de frappe est fermement maintenu avec une main et le tube de chargement est actionné avec l'autre main jusqu'à ce que le contact soit ressenti ;

> Appuyer sur le bouton de déclenchement pour libérer le corps de frappe ;

> Répéter ce cycle pour effectuer une autre mesure à un autre endroit, selon le nombre de série de mesures ;

> Après la dernière mesure n, la moyenne de la dureté sera affichée dans l'écran.

b) Essai de résilience

Les essais de résilience permettent de caractériser la fragilisation d'un matériau

sous l'action d'un choc, soit de mesurer les propriétés du métal à l'ambiance, soit alors de déterminer la température de transition ductile-fragile sous contraintes triaxiales. Cet essai est très ancien et sa vulgarisation par Charpy date du XXe siècle.

1. Principe

La résilience est l'énergie nécessaire pour produire la rupture d'une éprouvette placée sur deux appuis. Cette énergie est fournie par la chute d'un mouton-pendule de Charpy qui, dans les conditions normalisées, possède une énergie de 300 j et est animé, au moment du choc, d'une vitesse de déplacement de 5 à 5,5 m/s. l'énergie consommée par la rupture de l'éprouvette se déduit de la lecture des angles de chute et de remontée du pendule. Elle est rapportée à la section à fond d'entaille pour calculer la résilience.

L'énergie consommée pour rompre le barreau est mesurée en faisant la différence d'énergie potentielle entre la hauteur de chute du « mouton » et celle à laquelle il remonte

après avoir rompu le barreau[ ]. Si ce dernier était
complètement fragile, le « mouton » remonterait à la même hauteur que celle d'où il a chuté ; s'il était au contraire extrêmement tenace, il ne serait pas rompu et le pendule ne remonterait pas du tout. L'énergie de rupture ainsi déterminée s'appelle la résilience. Plus elle est élevée, plus le matériau est tenace.

Ainsi la résilience, généralement notée KCV se calcule comme suit :

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Figure V.3 : Photographie d'un mouton pendule de Charpy de 300 J

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L'éprouvette utilisée est un barreau à section carrée de 10 mm de côté et de 55 mm de long avec une entaille en V, qui a un rayon de 2,5 mm, une profondeur de 2 mm et un angle de 45°.

2. Mode opératoire

> Mettre le « mouton » à son niveau de haut énergie ;

> Régler l'aiguille de mesure ;

> Placer la pièce de sorte que la surface de l'entaille soit contre la surface de contact

du « mouton » ;

> Lâcher le « mouton » de façon qu'il frappe la pièce ;

> Lire la différence d'énergie

> Appuis sur un contre poids enfin de réduire la vitesse du balance du « mouton »

pour arriver à le freiner.

a) Essai de traction

L'essai de traction est le moyen le plus fondamental employé pour caractériser le

comportement mécanique d'un matériau sous une sollicitation progressive à vitesse de chargement faible ou modérée.

Les essais de traction ont été faits à LATRECA

Principe

Les éprouvettes du matériau considéré sont fixées dans une machine de traction

qui impose un allongement croissant à l'éprouvette, et enregistre simultanément l'effort de traction appliqué et allongement de l'éprouvette sur un diagramme appelé courbe de traction, et dont l'exploitation permet de dégager les caractéristiques du matériau testé.

Au cours de l'essai, il apparait les phases suivantes :

1ère phase : le domaine élastique

Dans le domaine élastique, la déformation crée par le phénomène de traction n'est pas constante, de ce fait si l'on retire cet effet, l'éprouvette retrouve sa dimension originale.

2ème phase : le domaine plastique

Lorsque l'allongement est tel, que l'éprouvette ne retrouve plus sa dimension original et que l'allongement persiste si l'on annule l'effet de traction, on considère que l'on se trouve dans le domaine plastique.

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3ème phase : la striction

La striction est l'apparition d'une diminution localisée de la section. Un matériau cassant ne peut être déformé, la rupture ce produit avant la striction.

L'allongement est exprimé en pour-cent, c'est l'allongement permanent de l'éprouvette rompue. Il est déterminé par la formule :

=[(Lu -- Lo)/Lo] x 100

Résistance élastique : R_e=^Fe/ (avec R_e en MPa ; F_e en Newton et S_o en mm)

S

0

Résistance à la rupture : R_r=^Fe/ (avec R_r en MPa ; F_e en Newton et S_o en mm) S

0

V.1.3. Traitement thermique

a) Introduction

Dans le cadre de ce travail, nous avons appliqué un cycle de traitement thermique

à des différentes températures choisies pour étude. Ainsi nous avons traité à 890, 910 et 940°c et refroidi dans le four afin d'adoucir l'acier. Les températures choisies avaient pour but d'obtenir les différentes phases pour permettre à la pièce d'être facilement usinable. Puisqu'elle doit être ramenée une autre valeur de dureté, un autre cycle de traitement thermique comprenant le chauffage et le refroidissement selon le milieu sera étudié.

Le laboratoire des ACP nous a permis à procéder ces différents traitements dans le four à résistance du type BENET dont sa photographie est donnée ci-dessous.

Figure V.4 : Photographie d'un four de traitement thermique de type BENET

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Caractéristiques du four

Les caractéristiques du four de traitement thermique des ACP sont :

> Type forme ZE (parallélépipédique) ;

> Température maximale : 1100°C ;

> Puissance maximale : 2,3 KW ;

> Tension : 220V ;

> Fréquence : 50-60HZ ;

b) Mode opératoire

Les étapes suivies pour l'utilisation de ce four sont :

> démarrer le four ;

> Placer les échantillons sur la sole du four ;

> Fermer la porte du four ;

> Régler la température de chauffage ;

> Après autorégulation automatique, passé au palier en chronométrant le temps

de maintien de 30 minutes ;

> Refroidir dans le four, à l'air et dans l'eau.

c) Paramètre du traitement thermique

Nous avons réalisés trois types de traitement thermique comprenant le traitement

d'adoucissement, la trempe et le revenu.

- Pour le traitement d'adoucissement les paramètres fixés sont :

> Température de chauffage : 890, 910, 940°C et 960°C;

> Temps de maintien : 30 minutes ;

> Milieu de refroidissement : four

- Les paramètres concernant la trempe sont :

> Température de chauffage : 910°C

> Temps de maintien : 15, 30 et 45 minutes

> Milieu de refroidissement : Air et Eau

- Le revenu a été fait selon les paramètres suivants :

> Températures de chauffage : 400, 500 et 600°C

> Temps de maintien : 30 minutes

> Milieu de refroidissement : Air

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V.1.4. Micrographie

a) Introduction

La micrographie nous permet d'observer les différentes structures ou phases

présentes dans les échantillons considérés pour l'étude. L'examen de la micrographie se fera sur des échantillons traités et non traités. Les échantillons sont attaqués avant analyses.

Ces observations ont été réalisés au laboratoire de la fonderie des ACP l'aide d'un microscope optique de type EUROMEX raccordé à une camera HD servant au transfert des images sur un ordinateur dont la figure est représentée ci-dessous :

Figure V. 5 - photographie d'un microscope optique de type Euromex équipé d'une caméra HD

b) Principe de fonctionnement du microscope

Le principe du microscope est tel qu'il est alimenté par l'énergie électrique où

une source lumineuse émise qui envoie la lumière sur l'échantillon à travers un dispositif optique. Les rayonnements réfléchis par l'échantillon sont repris par l'objectif qui donne une première image intermédiaire ; grâce à un miroir semi-réfléchissant, l'image est renvoyée vers l'oeil de l'observateur à travers une lentille oculaire qui permet de visualiser les différentes structures micrographiques de l'échantillon.

c) Matériels utilisés

Le matériel ci-dessous nous a permis de réaliser des observations micrographiques :

? une tronçonneuse METASERV ;

40

> une surfaceuse GLIA ;

> une polisseuse à disque tournant du type METASERV ;

> un microscope optique du type Euromex;

> des papiers abrasifs successifs de 120 à 1200

> un feutre fin ;

> une pâte d'alumine;

> une solution de Nital à 3% ;

> de l'eau distillée.

d) Mode opératoire

La mise en oeuvre de la micrographie de l'échantillon se réalise en quatre étapes à savoir :

> Sa découpe à la tronçonneuse avec un lubrifiant pour éviter l'échauffement exagéré de l'échantillon ;

> Son enrobage de l'échantillon pour une bonne manipulation ;

> Son polissage qui se fait sur différents papiers abrasifs de granulométries différentes (P120 -P240-P350- P400 - P600 - P800 - P1000-P1200) et sur la toile où l'on utilise l'eau distillée, la patte d'Alumine ou de diamant ;

> L'attaque par un réactif approprié dans le cas d'espèce, on a utilisé le Nital comme réactif. Ce Nital a été préparé à 4% : on prélève 4ml de HNO3 dans un ballon de 100ml que l'on remplit avec l'alcool éthylique (alcool dénaturé) ;

> Son observation micrographique ;

> Le compte rendu ou interprétation.

e) Préparation des échantillons

Nous avons utilisé la tronçonneuse du type METASERV, équipée d'un système de

refroidissement pour éviter d'altérer les structures afin de découper les échantillons sur les éprouvettes brutes de coulée et ayant subi un traitement thermique spécifique.

J) Le polissage des échantillons

Cette opération se fait en trois phases : le dressage, le dégrossissage et le polissage fin.

> Le dressage : cette opération se fait sur une surfaceuse du type GLIA (figure

IV.10) pour avoir une surface bien plane.

> Le dégrossissage : il se fait à l'aide d'une polisseuse du type METASERV, en se servant d'une série de disques en papiers abrasifs de granulométries différentes

(P120, P200, P320, P400, P600, P800 et P1200), du plus grossier au plus fin ;

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> Le polissage fin de finition : il se fait à l'aide d'une pâte d'alumine (0,03ìm) et de l'eau distillée aspergées sur un feutre fin fixé sur la polisseuse du type METASERV.

Figure V. 6 - photographie d'une polisseuse fine du type METASERV g) Attaque chimique de l'échantillon

Les échantillons polis ont été attaqués avec du Nital préparé avec un mélange de

HNO3 (4%) et d'alcool pendant un temps d'environ 15 secondes avant l'observation au

microscope ; cela en vue de révéler la structure des grains et joints de grains présente.

Le mode opératoire pour la préparation de la solution de Nital consiste à :

> Prendre un ballon de 100ml ;

> Y verser 4CC d'acide nitrique dans le ballon ;

> Remplir ce ballon avec de l'éthanol jusqu'au trait de jauge ;

> Agiter le mélange pendant 3 à 5 minutes ;

> Prendre un verre de montre et y verser un peu de Nital ;

> Y tremper l'échantillon pendant 15 à 25 secondes, selon le type de nuance de

l'échantillon à analyser ;

> Rincer l'échantillon avec de l'eau distillé ;

> Passer à l'examen au microscope.

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h) Observation au microscope

Cette observation a été faite au microscope optique du type Euromex, elle a consisté :

? A Allumer le microscope ;

? A Placer l'échantillon sur le porte échantillon ;

? A Régler les lentilles de l'objectif et de l'oculaire en vue d'avoir un grossissement

adéquat ;

? A Ajuster l'échantillon au moyen des boutons de positionnement ;

? A Passer à la capture des clichés.

V.2. Procédure expérimentale

La procédure expérimentale consiste à donner un aperçu sur la fusion de la

nuance A3SS afin d'optimiser les différents paramètres du traitement thermique comme la température conduisant à l'adoucissement de la pièce, le milieu de refroidissement, le temps de maintien et la température de revenu. Cela pour permettre à la pièce qui est à l'état brute de coulée d'être usinée, dans le but de diminuer la dureté jusqu'au seuil de l'usinabilité comprise entre 190 et 210 HB. En fin la conformer à l'état de fonctionnement exigé par le client par l'élévation de la dureté entre 300-400 HB.

V.2.1. Fusion

La fusion des métaux ferreux s'est faite au four électrique à arc triphasé de type

STEIN d'une capacité de 5 tonnes dont l'alimentation en matière première est assurée par le parc à mitraille et les ferro-alliages (ferromanganèses, des ferrochromes, ferromolybdènes et des Ferro-silicium) ces derniers servent essentiellement à la mise en nuance de l'acier. Les grandes opérations nécessaires à la bonne conduite d'une élaboration d'aciers sont :

a) Le chargement

L'enfournement de la mitraille au four électrique s'est fait de la manière

suivante :

- Une quantité des pièces de refusions, soit 2600 kg - D'une quantité des mitrailles, soit 1300 kg

- De la fonte pour quantité de 70 kg

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b) La fusion proprement dite

La fusion proprement dite a été faite selon le mode opératoire suivant :

a) Démarrer le four avec ajout d'un peu de ferromanganèse pour accélérer l'amorçage ;

b) Introduire plus ou moins 60% de la quantité totale de chaux vive dans la charge. La mitraille passe de l'état solide à l'état liquide, c'est au cours de cette fusion qui a lieu à basse température que la déphosphoration s'opère.

La charge enfournée est fondue par les arcs électriques jaillissant lorsque les électrodes sont en contact avec la masse du métal. Cette charge présente une composition chimique préalablement connue. Celle-ci est obtenue après un calcul de la proportion en poids de tous les composants de l'acier proposé, on parle ainsi du « calcul des charges »

La quantité totale de chaux vive à introduire dans le four doit être scrupuleusement respectée c'est-à-dire plus ou moins 45Kg par tonne de métal.

c) L'oxydation

Lorsque le métal est complètement fondu, insuffler de l'oxygène suivant les

proportions requises dans le bain liquide et chaud pour d'avantage oxyder les impuretés. Par manque d'oxygène, on peut introduire l'oxyde de fer (Fe203) dans le bain liquide et chaud. Cette opération augmente la température du bain liquide et provoque un grand brassage dans le bain au fond du four (laboratoire du four). A la fin de cette opération, tous les éléments oxydés remontent dans la scorie (prélever l'échantillon en nappe) du métal pour essai de pliabilité.

d) Le décrassage

- Arrêter le four, le basculer du côté porte de travail jusqu'à déversement d'un peu

de scorie dans la fosse de décrassage ;

- Mettre le sable tout venant mélangé à l'eau sur toute la plate-forme de la porte de travail

- Placer les fer-rond de plus ou moins 25mm de diamètre sur l'une des paires des cales conçues pour la cause

- Racler la scorie se trouvant aux alentours de la porte de travail à l'aide d'un ringard et la déverser dans la fosse de décrassage Toute la scorie se trouvant au fond du four sera entrainée par gravité vers la porte de travail et devra être aussi déversée

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dans la fosse de décrassage Le métal doit rester nu c'est à dire exempte de scorie cette dernière doit être de couleur noire brillante (mauvaise qualité de la scorie)

NB. Pendant l'opération de décrassage le fondeur-décrasseur évite que la scorie ne se colmate pas sur le pavé, un deuxième fondeur jettera le sable mélangé à l'eau sur le pavé de la porte de travail enfin un troisième fondeur enlèvera les différentes croutes formées sur le pavé à l'aide d'une barre a mines.

Ne pas plonger le ringard dans le bain au risque de corroder leurs plaques (le ringard sera sans plaque, l'opération sera interrompue et le décrassage sera incomplet) où moins d'amasser inutilement le métal sur la plaque du ringard (le ringard pèsera lourd et fatiguera le fondeur avec risque de ne pas terminer l'opération délicate de décrassage)

e) La réduction ;

- Remettre le four en position de travail

- Introduire plus ou moins 2Kg d'aluminium dans le bain nu

- Introduire plus ou moins 30% de la quantité totale de chaux vive dans le bain

- Redémarrer le four

- Laisser travailler le four pendant plus ou moins 15 minutes

- Introduire le mélange réducteur préalablement préparer (10% de chaux vive restantes, coke fin, FeSi, SiCu, spath- fluor, terre rouge...). C'est pendant cette phase à haute température qu'a lieu la désulfuration et la couleur de la scorie doit être brune tendant au kaki passant par le vert, elle sentira l'odeur du carbure de calcium (Ca2C) au contact de l'eau H20.

J) La mise au point ;

a) Mise au point des éléments d'addition (les ferroalliages et le nickel pur)

On ajoute les éléments d'alliage pour permettre l'obtention de la composition contenue dans la fourchette représentée dans le tableau ici-bas

b) Analyse des éléments au laboratoire

c) Mise au point de la température

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g) La coulée

a) Mesurer la température

b) Couler dans la poche de coulée chauffée préalablement, intervient lorsqu'on atteint la température, qui varie de 1580 à 1600°C. Donc le métal liquide est basculé dans la poche de coulée ; ensuite, dans le moule.

On ajoute de l'aluminium dans la poche de coulée sous forme des lingots, pour la désoxydation définitive de l'acier (acier calmé) et pour régler la grosseur des grains d'austénite (dispersion des fines d'alumine). Il en est de même pour le silicium, sous forme de ferro-alliage.

Après refroidissement, on décoche et on débarrasse la pièce de tous les artifices de coulée (masselottes, descente, chenal, ...) au chalumeau, .... Pour passer au contrôle qualitatif et quantitatif.

V.2.2. Traitement thermique

L'optimisation du traitement thermique se fera de façon à donner en premier lieu

une température qui permettra de diminuer la dureté pour atteindre des valeurs de 190 à 210 HB, valeurs qui permettront à la pièce d'être usinée, mais aussi garder une bonne

valeur de la résilience. En deuxième lieu, puisqu'il faut remonter la dureté aux
conditions d'utilisation, on étudiera le milieu de refroidissement qui donnera le meilleur compromis entre la dureté et la résilience à l'acier étudié.

a) Optimisation de la température d'adoucissement

Dans cette nous étude, nous soumettrons la pièce à des différentes températures

pour voir comment évoluera la dureté ainsi que la résilience des éprouvettes prises pour étude. Les températures choisies sont AC3+30°C, AC3+50°C, AC3+80°C et AC3+100°C tout en gardant le milieu de refroidissement et le temps de maintien constants. La température qui donnera le meilleur résultat entre la dureté et la résilience sera retenue pour adoucir la pièce pour usinage.

b) Optimisation du milieu de refroidissement

Par milieu de refroidissement on voit le four, l'air et l'eau. Ces milieux nous

permettront à voir comment évoluer la dureté et la résilience. La température qui a donné précédemment un bon compromis entre la dureté et la résilience sera prise pour étude du

46

milieu tout en gardant le même temps de maintien qui est de 30 minutes. S'il y a lieu, il sera question d'optimiser la température de revenu (dans le cas d'une trempe).

c) Optimisation du temps de refroidissement

Pour cette étape les éprouvettes seront soumises à des temps de maintien de 15,

30 et 45 minutes. Tout en gardant la température (AC3+50°C) et le milieu de refroidissement constants.

Au bout de nos essais nous ressortirons des résultats qui donneront une température d'adoucissement, le milieu de refroidissement, la température de revenu (s'il y a lieu) et le temps de maintien, valeurs qui donneront un bon compromis de la résilience et dureté.

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CHAPITRE VI

PRESENTATION ET INTERPRETATION DES RESULTATS

Pour ce chapitre nous nous sommes limités aux essais de traction à l'état brut de coulée ainsi que les essais dureté et de résilience à l'état de coulée et à l'état trempé.

Nous étudierons l'influence du traitement thermique sur les propriétés mécaniques. Cette étude comprend l'influence de la température, l'influence du milieu de refroidissement, l'influence du temps de maintien pour arriver à trouver un meilleur compris entre la dureté et la résilience de la nuance d'acier qui fait l'objet de notre étude.

VI.1. Caractérisation des échantillons

La nuance A3SS 30NiCrD13 est une composition locale que les ACP utilisent pour la fabrication du lower Mantle (pièce à cône utilisée dans le concasseur à cône). C'est acier faiblement allié au nickel auquel on ajoute des petites quantités de chrome, molybdène et manganèse.

Ci-dessous nous donnons dans le tableau V.1. la caractérisation chimique de la nuance A3SS.

Eléments	C	Mn	Ni	Cr	Mo	Ti	Pb	Cu
Teneurs	0,30	0,89	3,26	1,22	0,22	0,28	0,01	0,76

Tableau VI.1 : Caractérisation chimique de la nuance A3SS

Le Nickel est un élément gammagène et graphitisant, 3 fois moins énergique que le silicium. Dans les aciers à bas carbone et à des teneurs inférieures à 6% en Nickel, il augmente la résistance mécanique, la limite élastique mais diminue la dureté et de l'allongement à la rupture. Au-delà de 1%, il diminue le grossissement du grain lors de l'austénitisation et conduit à l'augmentation de la résilience.

Le manganèse, à la teneur de 0,89%, bloque l'effet graphitisant du nickel. Le chrome améliore l'aptitude à la trempe, accroit la résistance à la rupture sans diminuer la ductilité de façon appréciable. Le molybdène quant à lui améliore les propriétés de résistance aux chocs des aciers trempés.

Ci-dessous nous donnons les propriétés mécaniques et la microstructure obtenues après coulée.

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HB et KCV

Dureté

Résilience

	(HB)	W (J)	S (cm2)		KVC (J/cm2)	Etat brut de coulée (A3SS)
284	3,4	0,8	4,3
	4	0,8	5,0
	3,8	0,8	4,8
	3,5	0,8	4,4
	4,5	0,8	5,6		Moyenne
280			4,8

Tableau VI.2 : propriétés mécaniques à l'état brut de coulée

b) Traction

N° ECH	Diamètre (mm)	section (mm2)	Force (kg)	contrainte (kgf/mm2)	Allongement		Longueur utile (cm)
					mm	%
1	13,48	142,64	3345	23,45	0	-	19,5
2	11,6	105,63	3150	29,82	0	-	19
3	10,16	81,03	2505	30,91	0	-	14
4	9,6	72,35	3010	41,61	0	-	12,5

Tableau VI.3 : Essais de traction

L'analyse du tableau VI.3 montre que le matériau a connu une rupture fragile qui est traduite par la valeur nulle de l'allongement cela est dû par les défauts d'homogénéisation que présentent les échantillons. Nous pouvons aussi le constater sur le tableau VI.2 par les valeurs de dureté et résilience. Le matériau est dure et moins ductile ce qui explique sa rupture fragile.

Dans la micrographique ci-dessous représentant la structure du matériau à l'état brut de coulée, l'on remarque la présence de ferrite, perlite et carbures reparties d'une façon homogène.

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Figure VI.1 : structure cristallographique de l'alliage à l'état brut de coulée

VI.2. Essais mécaniques

Les différents essais réalisés ont eu comme objectif spécifique de donner un aperçu sur les propriétés mécaniques tel que la dureté, la résistance mécanique et la résilience. Par la suite nous étudierons l'influence de la température de traitement, du temps de maintien, du milieu de refroidissement ainsi que l'influence des éléments d'addition.

VI.2.1. Influence de la température d'adoucissement a) Présentation des résultats

Dans cette série d'essais, il a été question d'étudier l'impact de la température d'austénitisation du traitement thermique sur les propriétés comme la dureté et la résilience. Les températures ont été variées dans les gammes suivantes : AC3+30°C, AC3+50°C, AC3+80°C et AC3+100°C. Le choix de la température a été opéré en raison de la teneur en carbone de la nuance étudiée puisque l'austénitisation se fait à AC3 + X°C et ce point se situe pratiquement à environ 860°C, température à laquelle nous sommes allés, pour cas d'étude. Les paramètres constants que nous nous sommes fixés sont le milieu de refroidissement (four) et le temps de maintien qui est de 30 minutes.

Les résultats obtenus sont repris dans le tableau V.2 qui représente la variation de la dureté et de la résilience en fonction de la température.

Ainsi nous retiendrons une température qui nous fournira le meilleur compris entre la dureté et la résilience.

300

250

200

150

100

50

0

HB K (J/cm2)

4

8

6

0

20

2

18

16

14

12

10

	890°C			910°C			940°C			960°C
	W (J)	S (cm^2)	KCV (J/cm^2)	W (J)	S (cm^2)	KCV (J/cm^2)	W (J)	S (cm^2)	KCV (J/cm^2)	W (J)	S (cm^2)	KCV (J/cm^2)
Adoucissement (A3SS)	7,5	0,8	9,375	15	0,8	18,75	8,7	0,8	10,875	12	0,8	15,00
	8,2	0,8	10,25	15,7	0,8	19,63	9	0,8	11,25	12,6	0,8	15,75
	7,2	0,8	9	14,5	0,8	18,13	9,3	0,8	11,625	11,5	0,8	14,38
Moyenne			9,54			18,83			11,25			15,04

Tableau VI.4 : Essais de résilience de l'A3SS après traitement d'adoucissement

HB		K (J/cm^2)
Etat brute de coulé	280	4,8
AC3+30°C	220	9,54
AC3+50°C	240	18,83
AC3+80°C	212	11,25
AC3+100°C	180	15,05

Tableau VI.5 : moyenne de valeur de résilience et de dureté aux températures d'adoucissement

50

Graphique VI.1 : l'Influence de la température d'adoucissement sur HB et K

b) Interprétation

L'analyse du tableau VI.5 (qui donne la moyenne à différentes températures) et

du graphique VI.I, montre que les éléments d'alliage n'agissent pas sur la dureté à l'état brut de coulée parce qu'à l'état brut de coulée la hausse de la dureté est due à la

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ségrégation lors de la solidification et à la présence des carbures. Nous remarquons qu'en chauffant l'éprouvette sur le palier de températures données ci-haut, la dureté baisse de moins en moins pour les températures élevées ; cela est dû à la dissociation des carbures qui sont témoins de la dureté dans les aciers. Les hautes températures peuvent également données lieu à un grossissement des grains austénitiques. A la température de AC3+80°C et avec un refroidissement trop lent, nous constatons une diminution de la dureté à environ la valeur que nous nous sommes assignés comme objectif, néanmoins la résilience du matériau n'augmente pas comparativement aux températures de 910 et 960°C.

c) Microstructure

Les figures VI.2, VI.3 et VI.4 donnent l'évolution de la structure de la nuance selon les

températures considérées.

Figure VI.2 micrographie de l'acier A3SS chauffé à AC3+30°C et refroidi dans le four

Constatons une présence de ferrite en prépondérance, une faible quantité d'austénite et de la perlite avec mise en évidence des défauts ponctuels. Cette structure est due au refroidissement très lent qui donne les structures d'équilibre avec diffusion du carbone, témoin la chute de la dureté et la remontée de la résilience.

52

Figure VI.3 micrographie de l'acier A3SS chauffé à AC3+50°C et refroidi dans le four

Nous remarquons une présence de la ferrite, cémentite et de l'austénite résiduelle. Avec le refroidissement lent, étant donné que nous avons un acier faiblement allié, il y a lieu de retrouver de l'austénite résiduelle dans la pièce. Cette structure nous donne une bonne résilience puisqu'il y a dissociation des carbures et présence de l'austénite et le nickel présent dans l'alliage diminue le grossissement des grains ce qui conduit à l'augmentation de la résilience.

Figure VI.4 : Micrographie de l'acier A3SS chauffé à AC3+80°C et refroidi dans le four

VI.2.2. Influence du milieu de refroidissement

a) Présentation des résultats

Etant donné que dans les conditions d'utilisation de la pièce (Lower Mantle) qui

est sollicitée aux chocs, dans cette série d'essais, il a été question de remonter la dureté

aux contions d'utilisations qui sont 300-400 HB. Pour cela nous avons étudié différents milieu de refroidissement et voir lequel nous donnera les caractéristiques voulues tout en gardant la température de maintien de 910°C, température qui nous a dégager un optimum entre la dureté et la résilience, et le temps de maintien 30 minutes. Les milieux étudiés sont le four (qui donne des faibles vitesses de refroidissement), l'air (vitesses moyennes) et l'eau (vitesses assez rapides).

Dans le tableau VI.5 sont reprises les valeurs de dureté et de résilience selon les différents milieux.

	refroidissement dans le four				refroidissement dans l'air				refroidissement dans l'eau (trempe)
	HB	W (J)	S (cm^2)	KCV (J/cm^2)	HB	W (J)	S (cm^2)	KCV (J/cm^2)	HB	W (J)	S (cm^2)	KCV (J/cm^2)
Austénitisation à 910°C/30'	243	15	0,8	18,75	302	9,6	0,8	12	327	15,2	0,8	19
	238	15,7	0,8	19,63	305	10,5	0,8	13,13	330	15,3	0,8	19,1
	240	14,5	0,8	18,13	303	10	0,8	12,5	326	15	0,8	18,8
Moyenne	240			18,83	303			12,54	328			19

Tableau VI.6 : Essais de dureté et résilience de l'A3SS après austénitisation à 910°C pendant 30 minutes

La figure ci-dessous représente les valeurs de dureté et de résilience selon les différents milieux de refroidissement

HB		K (J/cm^2)
Four	240	18,83
Air	303	12,54
Eau	328	19

53

Tableau VI.7 : valeurs moyennes de dureté et résilience après austénitisation à 910°C

Four Air Eau

HB K (J/cm2)

20

18

16

14

12

10

8

6

4

2

0

350

300

250

200

150

100

50

0

54

Graphique VI.2 : Histogramme des valeurs moyennes de résilience et dureté après austénitisation à 910°C et
refroidissement selon les milieux

b) Interprétation

L'analyse de l'histogramme montre que pour un refroidissement dans l'eau

(trempe), la dureté augmente avec la résilience et un optimum se dégage vu qu'à cette température l'austénitisation s'est faite totalement et les carbures ont eu le temps de se dissoudre. Cela s'expliquerai par le fait qu'en étant à 910°C, on obtient l'austénite qui dissout un grand pourcentage en carbone (témoins de la dureté dans les aciers) par rapport à la ferrite et en faisant un refroidissement à une grande vitesse, cette austénite est gardée à basse température sans diffusion du carbone. Ceci a directement un impact sur la dureté et le nickel qui se trouve en solution solide minimise le grossissement des grains lors de l'austénitisation pour donner lieu à une bonne résilience.

55

c) Micrographie

Les figures VI.5 et VI.6 représentent l'évolution de la structure selon les différents milieux de refroidissement.

Figures VI.5 : structure de l'A3SS après austénitisation à 910°C et refroidissement à l'air

Figures VI.6 : structure de l'A3SS après austénitisation à 910°C et refroidissement à l'eau

La figure VI.4 fait apparaitre une structure austéno-ferritique avec une grande proportion d'austénite, présence des carbures et de ferrite repartis de façon homogène tandis que la figure VI.5 quant à elle présente une structure avec une grande prépondérance en austénite. Ces structures sont témoins des valeurs de dureté et résilience obtenues.

VI.2.3. Influence du temps de maintien

Dans cette catégorie d'essais, il a été question de varier le maintien pour voir

comment la dureté et la résilience évoluent tout en procédant par une austénitisation à 910°C suivie d'une trempe à l'eau. Les résultats des essais sont donnés dans le tableau ci-dessous :

a) Présentation des résultats

	15 minutes				30 minutes				45 minutes
	HB	W (J)	S (cm^2)	KCV (J/cm^2)	HB	W (J)	S (cm^2)	KCV (J/cm^2)	HB	W (J)	S (cm^2)	KCV (J/cm^2)
Austénitisation à 910°C suivie d'une trempe à l'eau	297	18,2	0,8	22,75	327	15,2	0,8	19	287	11	0,8	13,8
	303	18,4	0,8	23	330	15,3	0,8	19,13	293	12	0,8	15
	290	18	0,8	22,5	326	15	0,8	18,75	288	10	0,8	12,5
Moyenne	297			22,75	328			18,96	290			13,8

Tableau VI.8 : Evolution des propriétés en fonction du temps de maintien

Temps de maintien	HB	K (J/cm2)
15	297	22,75
30	328	18,96
45	290	13,8

Tableau VI.9 : Valeurs moyennes de dureté et résilience en fonction du temps

56

Graphique VI.3 : Evolution de la dureté et résilience en fonction du temps

b) Interprétation

Le résultat montre qu'en faisant varier le temps de maintien, tel que le montre le

graphique VI.3, il revient à dire que c'est autour de 30 minutes que l'on enregistre des bonnes valeurs de résilience et de dureté qu'au-delà et que celles-ci diminuent au fur et à mesure que l'on prolonge le maintien. Ceci peut être dû au fait que plus le matériau est exposé pendant longtemps à une température, plus la coalescence des grains est importante et influe sur les propriétés mécaniques de l'acier tel que nous montre le graphique.

c) Micrographie

L'analyse micrographique est représentée par les figures VI.7 et VI.8 qui donnent

l'évolution de la structure pour 15 et 30 minutes.

Figures VI.7 : structure de l'A3SS après
austénitisation à 910°C pendant 15
minutes et refroidissement à l'eau

Figures VI.8 : structure de l'A3SS après
austénitisation à 910°C pendant 30
minutes et refroidissement à l'eau

57

VI.2.4. Influence de la température de revenu

Une opération de trempe à l'eau engendre des grandes contraintes dans la pièce.

Cette opération est toujours suivie d'un revenu pour éliminer les différentes contraintes induites dans la pièce. Le Lower Mantle fonctionnera sous choc et avec une trempe seule, sa durée ne sera que affectée, il est impérieux de diminuer les contraintes pour lui permettre une durée de vie assez acceptable par un revenu dans une gamme de température de 400, 500 et 600°C. Les résultats des essais mécaniques à ces différentes températures sont donnés dans le tableau VI.9.

a) Présentation des résultats

	400°C				500°C				600°C
	HB	W (J)	S (cm^2)	KCV (J/cm^2)	HB	W (J)	S (cm^2)	KCV (J/cm^2)	HB	W (J)	S (cm^2)	KCV (J/cm^2)
Revenu à 30 minutes de maintien	333	5	0,8	6,25	308	19,5	0,8	24,4	283	21	0,8	26,3
	337	5,6	0,8	7	312	20	0,8	25	288	21,5	0,8	26,9
	320	5,2	0,8	6,5	300	18,4	0,8	23	284	19,8	0,8	24,8
Moyenne	330			6,6	307			24,13	285			25,8

Tableau VI.10 : résultat du revenu à différentes températures pendant 30 minutes de maintien

	HB	K (J/cm2)
400°C	330	6,6
500°C	307	24,13
600°C	285	25,8

Tableau VI.11 : Valeurs moyennes de dureté et résilience après revenu pendant 30 minutes

340			30
dureté	330 320 310 300 290 280 270 260			25 20 15 10 5 0	résilience

400°C 500°C 600°C

température

HB K (J/cm2)

58

Graphique VI.4 : courbes de dureté et résilience après revenu

b) 59

Interprétation

L'analyse du tableau VI.10 donnant les valeurs moyennes de dureté et résilience après revenu à différentes températures pendant 30 minutes de maintien montre que l'élévation de la température de revenu nous rapproche de plus en plus vers l'état d'équilibre ce qui a pour conséquence la diminution de la dureté et l'augmentation de la résilience rendant le métal ductile et tenace. Toutefois les températures autour de 400°C ne sont pas à envisager puisque les éléments d'addition font apparaitre une nouvelle évolution dont la manifestation la plus sensible est l'augmentation de la dureté ; c'est le phénomène de durcissement secondaire. Ces effet est dû qu'à ces températures, la diffusion des éléments carburigènes devient possible et la très grande affinité de ces atomes pour le carbone entre la cémentite disparait laissant place à des carbures plus stables et beaucoup plus durs. Pour les aciers alliés lorsque l'on refroidit rapidement depuis la température de revenu, la résilience conserve sa valeur normale, en cas de refroidissement lent, la résilience finale à température ambiante chute.

c) Micrographie

Nous pouvons constater sur les figures suivantes qui donnent les structures de la nuance après revenu à 400 et 600°C.

Figure VI.9 : Micrographie de l'A3SS après revenu à 600°C

60

Figure VI.10 : Micrographie de l'A3SS après revenu à 400°C

61

CONCLUSION

L'objet de ce travail a été de prolonger la durée de vie d'un acier faiblement allié au nickel servant à la fabrication du Lower Mantle par la proposition d'un mode de traitement thermique de l'alliage qui satisferait au mieux aux exigences de mise en forme et d'utilisation c'est-à-dire grande résistance à l'usure par abrasion, ainsi qu'un bon compromis entre la dureté et la résilience.

Pour arriver au bout de nos objectifs, nous avons effectué une étude sur le traitement thermique à appliquer, traitement conduisant à l'adoucissement de la pièce tout en ressortissant les différentes propriétés mécaniques concernant la dureté, la dureté et les caractéristiques structurales. Vu que le matériau doit fonctionner sous chocs répétés, il a été aussi question de le conformer aux contions d'utilisation par ces différentes caractéristiques.

A l'issu du travail, selon les résultats obtenus, nous avons opté pour un traitement thermique de recuit tout en observant son influence sur la résilience, la dureté et la microstructure. Les conditions du traitement étaient la température d'austénitisation, le temps de maintien et le milieu de refroidissement qui ont eu un impact considérable sur les propriétés mécaniques. Les résultats des propriétés mécaniques après recuit ont conduit à première approche à dire que le matériau présente à 940°C une dureté de 212 HB et 11,25 J/cm² de résilience contre 280 HB et 4,8 J/cm² à l'état brut de coulée et en deuxième approche le matériau donne après trempe à l'eau une dureté de 380 HB et 19 J/cm² par rapport aux autres milieux de refroidissement qui donnent 240 HB et 18,83 J/cm² pour un refroidissement dans le four et 303 HB et 12,54 J/cm² pour refroidissement à l'air. Toutefois, la pièce qui devra sous chocs, donc moins de contraintes internes, il lui a fallu un revenu dont le résultat a conduit à opter pour une température de 500°C et un temps de maintien de 30 minutes qui donnent 307 HB de dureté et une résilience de 24,13 J/cm2 par contre les températures de 400°C seront à éviter pour le revenu puisque fragilisant la pièce par un phénomène de durcissement secondaire.

Etant donné que le matériau présente les caractéristiques attendues pour son adoucissement et sa mise aux conditions d'utilisation, il revient de choisir les températures, le temps de maintien et le milieu de refroidissement présentés ci-haut tout

62

en espérant qu'il donne un bon comportement en service avec une durée de vie relativement prolongée. Néanmoins, des études poussées sur la composition de la nuance et les combinaisons entre la température d'austénitisation, le milieu de refroidissement et le temps de maintien conduisant à une meilleure approche des différentes propriétés seraient à envisager.

Toujours dit-on un travail humain n'est nullement parfait, nous nous sommes efforcés à vous présenter le meilleur de nos efforts. Ce travail n'étant qu'une étude scientifique parmi tant d'autres, nous restons ouverts à vos questions, remarques et suggestions qui contribueront à son amélioration.

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BIBLIOGRAPHIE

a) Ouvrage

1. MURIEL HANTCHERLI, 2010 : Thèse de doctorat de l'Ecole Nationale Supérieure des Mines : Influence d'éléments d'addition sur les transformations de la martensite revenue dans les aciers faiblement alliés.

2. André LEBOND, Notes de cours de métallurgie destinées au personnel des ACP, GCM/ACP, 1989, inédit.

3. AIR FORMATION, Matériaux - les aciers, édition 2007

4. Myriam Olivier, 2006, les métaux dans la construction

5. Philipe Berger, 2012, Influence des éléments d'addition

b) Articles et Publications

1. BENSAADA Said ; traitement thermique, classification et désignation des aciers et fontes, presses universitaires, Tunisie

2. ARFAOUI Ali, CHAKER Med Amir ; Matériaux Métalliques, ISET Kasserine, 2010

3. BOUTARFIF Fatma et GUELAI Noussaida, Comportements mécaniques des aciers faiblement alliés avant et après cémentation, 2016.

4. Fr.m.wikiversy.org/wiki/Métallurgie générale/les aciers_I_théorie

c) Mémoires

1. Paul KASONGO, 2018, Possibilité de substitution d'une nuance d'acier fortement allié au manganèse A7 par un acier de désignation GX 130MnNiCr13-3-2, Université de Likasi

2. MUTEBA KIBAMBE, 2017, Substitution d'un acier faiblement allié au manganèse par un acier fortement allié au manganèse et traitement thermique, Université de Likasi

d) Notes de cours

1. MWEPU WA NZOVU, traitement thermique, deuxième grade métallurgie, Université de Likasi, Faculté Polytechnique 2018, Inédit

2. MWEPU WA NZOVU, matériaux Métalliques, premier grade métallurgie, Université de Likasi, Faculté Polytechnique 2017, Inédit

3.

64

Guy NKULU W., métallographie, troisième graduat métallurgie, Université de Likasi, Faculté Polytechnique 2016, Inédit

4. Richard NGENDA, Technique de fonderie, troisième graduat métallurgie, Université de Likasi, Faculté Polytechnique 2017, Inédit

5. Trésor BULEMBE, Métallurgie Mécanique, troisième graduat métallurgie, Université de Likasi, Faculté Polytechnique 2016, Inédit