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M AT É R I AU X

Ti553 - Traitements des métaux

Traitements thermiques supericiels et thermochimiques Réf. Internet : 42501 | 2nde édition

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Cet ouvrage fait par tie de

Traitements des métaux (Réf. Internet ti553) composé de  : Traitements thermiques des métaux : généralités

Réf. Internet : 42500

Traitements thermiques des aciers, des alliages et des fontes

Réf. Internet : 42364

Traitements thermiques superficiels et thermochimiques

Réf. Internet : 42501

Traitements de surface des métaux : contexte et gestion environnementale

Réf. Internet : 42502

Traitements de surface des métaux : contrôle et préparation

Réf. Internet : 42362

Traitements de surface des métaux en milieu aqueux

Réf. Internet : 42359

Traitements de surface des métaux par voie sèche et en milieu fondu

Réf. Internet : 42360

Traitements des métaux : revêtements non métalliques

Réf. Internet : 42363

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IV

Cet ouvrage fait par tie de

Traitements des métaux (Réf. Internet ti553) dont les exper ts scientifiques sont  : Pierre BARBERIS Ingénieur de recherche, AREVA NP, Centre de recherche, Ugine

Martine DEPÉTRIS-WERY Ingénieur électrochimiste CNAM, Docteur en chimie-physique, Professeur à l'Université Paris-Sud

Michel GANTOIS Professeur à l'Ecole Nationale Supérieure des Mines et à l'Ecole Européenne d'Ingénieurs en Génie des Matériaux - Nancy

Henri MICHEL Docteur ès Sciences Appliquées

Jacques PAGETTI Professeur honoraire des universités, Responsable de la commission Traitements de surface au CEFRACOR (Centre français de l'anticorrosion)

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Les auteurs ayant contribué à cet ouvrage sont :

Jean BARRALIS Pour l’article : M1180

Louis CASTEX Pour l’article : M1180

Yves DESALOS Pour l’article : M1205

Jacky DULCY Pour les articles : M1222 – M1223 – M1224

Alexandre FLEURENTIN Pour les articles : RE275 – RE280 – RE287

Michel GANTOIS Pour les articles : M1222 – M1223 – M1224

Florence LE STRAT Pour l’article : M1205

Claude LEROUX Pour les articles : M1221 – M1225 – M1226 – M1228 – M1227

Jian LU Pour les articles : M1190 – M1191

Gérard MAEDER Pour l’article : M1180

Dimitris PANTELIS Pour l’article : M1240

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VI

Traitements thermiques superficiels et thermochimiques (Réf. Internet 42501)

SOMMAIRE 1– Traitements supericiels

Réf. Internet

Précontraintes et traitements supericiels

M1180

11

Traitements thermiques supericiels des aciers

M1205

23

Traitements supericiels par faisceaux à haute densité d'énergie

M1240

29

Contraintes résiduelles après traitement supericiel par induction

RE275

35

2– Traitements thermochimiques

Réf. Internet

Traitements thermochimiques supericiels. Présentation et classiication

M1221

39

Théorie des traitements thermochimiques. Cémentation. Carburation

M1222

41

Formation et durcissement de la couche de difusion en nitruration et nitrocarburation. Systèmes fer-chrome-azote et fer-chrome-azote-carbone

M1223

47

Théories des traitements thermochimiques - Nitruration - Nitrocarburation - Systèmes binaires et ternaires fer-azote et fer-azote-carbone. Couche de combinaison

M1224

57

Cémentation par le carbone et carbonitruration. Procédés

M1225

63

Cémentation par le carbone et carbonitruration. Mise en oeuvre des traitements

M1226

69

Nitruration et nitrocarburation. Matériaux mis en oeuvre et propriétés d'emploi

M1228

75

Nitruration et nitrocarburation. Procédés et pratiques industrielles

M1227

81

Carbonitrurations profondes surenrichies à l'azote

RE280

91

Traitement de vieillissement après carbonitrurations profondes surenrichies à l’azote

RE287

93

3– Traitements de surface mécaniques

Réf. Internet

Traitements de surface mécaniques. Principes

M1190

97

Traitements de surface mécaniques. Efets sur les matériaux

M1191

101



page

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Traitements thermiques superficiels et thermochimiques (Réf. Internet 42501)

Ｑ 1– Traitements supericiels

Réf. Internet

Précontraintes et traitements supericiels

M1180

11

Traitements thermiques supericiels des aciers

M1205

23

Traitements supericiels par faisceaux à haute densité d'énergie

M1240

29

Contraintes résiduelles après traitement supericiel par induction

RE275

35

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2– Traitements thermochimiques 3– Traitements de surface mécaniques

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Ｑ

ＱＰ

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Précontraintes et traitements superficiels Ｑ par

Jean BARRALIS Professeur Honoraire à l’École Nationale Supérieure d’Arts et Métiers d’Aix-en-Provence

Louis CASTEX Professeur des Universités à l’École Nationale Supérieure d’Arts et Métiers de Paris et

Gérard MAEDER Directeur Ingénierie des Matériaux, Renault

1.

Intérêt des traitements superficiels ....................................................

2. 2.1 2.2 2.3

Définition et origine des contraintes résiduelles ............................ Différents ordres de contraintes.................................................................. Origine des contraintes résiduelles ............................................................ Principe des traitements de mise en précontrainte superficielle .............

— — — —

3 3 5 6

3. 3.1 3.2 3.3 3.4

Précontraintes et traitements superficiels........................................ Traitements mécaniques superficiels ......................................................... Traitements thermiques superficiels........................................................... Traitements combinés.................................................................................. Rôles des précontraintes .............................................................................

— — — — —

7 7 16 35 35

4. 4.1 4.2 4.3

Relaxation et stabilité des contraintes résiduelles......................... Relaxation d’origine thermique................................................................... Relaxation d’origine mécanique ................................................................. Essai de généralisation ................................................................................

— — — —

39 40 41 43

5. 5.1 5.2

Détermination des contraintes résiduelles dans les couches superficielles .............................................................................................. Méthodes de calcul ...................................................................................... Méthodes expérimentales ...........................................................................

— — —

44 44 45

6.

Conclusions ................................................................................................

—

50

Pour en savoir plus............................................................................................

M 1 180 - 2

Doc. M 1 180

our améliorer la tenue en service d’une pièce métallique soumise à des sollicitations mécaniques globales, en particulier cycliques ou à des actions de contact locales, associées éventuellement à un environnement hostile, plusieurs démarches sont possibles. La première consiste à changer les conditions de fonctionnement en modifiant le chargement et/ou le milieu. Cette approche conduit à la conception d’une nouvelle pièce ou d’un nouvel ensemble avec le risque de ne pouvoir éliminer tous les problèmes à l’origine de sa faible longévité. Une telle attitude peut se révéler économiquement irrecevable. La deuxième consiste à rechercher un matériau mieux adapté aux sollicitations et au milieu. Il n’y a pas dans ce cas de nouvelle étude de la pièce, le coût est donc réduit, mais de nouveaux problèmes peuvent apparaître. Par exemple, en améliorant la limite d’endurance on peut dégrader d’autres propriétés comme la résistance au choc ou la déformabilité.

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P

Toute reproduction sans autorisation du Centre français d’exploitation du droit de copie est strictement interdite. © Techniques de l’Ingénieur, traité Matériaux métalliques

ＱＱ

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PRÉCONTRAINTES ET TRAITEMENTS SUPERFICIELS

Ｑ

__________________________________________________________________________________________

La troisième qui paraît la plus sage et in fine la moins coûteuse, consiste à améliorer les propriétés locales du matériau par mise en précontrainte de compression des zones les plus sollicitées c’est-à-dire, le plus souvent, les couches superficielles de la pièce. En outre, dans beaucoup de cas, l’introduction de contraintes résiduelles de compression superficielles est associée à une augmentation de la dureté et de la limite d’endurance du matériau ce qui justifie d’autant plus une telle approche. Tout le problème réside dans le choix du procédé le mieux adapté et le plus efficace à long terme. L’amélioration des propriétés des zones superficielles des pièces est donc un moyen curatif permettant de se prémunir contre les effets néfastes d’une surcharge au sens large du terme. Peu à peu, du fait d’une grande maîtrise des traitements superficiels et de leur coût global, une nouvelle tendance se confirme et se répand dans la pratique industrielle : l’intégration des traitements superficiels dans la conception des pièces. En effet, ces traitements permettent souvent de remplacer, avec profit, d’un point de vue aussi bien mécanique qu’économique, un matériau noble ou difficile à élaborer par un alliage moins riche en éléments d’alliage moins coûteux ou plus simple à obtenir.

1. Intérêt des traitements superficiels

Les zones superficielles d’un composant sont les plus exposées aux agressions extérieures. À l’échelle microscopique, les « défauts » situés en surface sont « à découvert » et soumis à l’attaque directe du milieu environnant. Le mouvement des dislocations est pratiquement libre et les domaines cristallins qui « débouchent » en surface se déforment plus aisément que ceux situés en pleine matière.

Exemple : fabrication des cages de roulements à billes : initialement, on a utilisé des aciers à haute teneur en carbone comme la nuance 100 Cr 6 et présentant, de ce fait, une dureté élevée après traitement thermique dans la masse. Les plastifications cycliques à la profondeur de contrainte maximale de Hertz (§ 3.1.4.2) provoquent un appauvrissement local en carbone de la matrice métallique autour des particules de carbure et la création de zones en ailes de papillons propices à l’amorçage de fissures sous-cutanées. Ces fissures se propagent rapidement compte tenu de la sensibilité élevée à la fissuration des aciers à haute teneur en carbone et provoquent le phénomène d’écaillage désigné communément par phénomène de pitting. D’où l’idée, pour pallier cet inconvénient, d’avoir recours au traitement superficiel de trempe après cémentation d’un acier à plus basse teneur en carbone comme la nuance M50NiL afin d’obtenir d’excellentes propriétés superficielles : dureté élevée, contraintes résiduelles de compression biaxiales qui limitent l’amorçage et la propagation des fissures sous-cutanées susceptibles d’apparaître tout en éliminant le risque précédent lié à la présence des particules de carbure.

À l’échelle macroscopique, les zones de concentration de contrainte comme les raccordements, les entailles, les stries d’usinage, les trous, ... sont le plus souvent associées aux surfaces libres des pièces. En outre, la plupart des modes de sollicitation statique ou cyclique comme la flexion ou la torsion génèrent des maxima de contraintes situés en surface. Il semble donc logique de rechercher une meilleure tenue en service globale de la pièce en essayant d’améliorer les caractéristiques de ces régions critiques. Deux approches peuvent être envisagées selon les cas :

a) modification d’une couche superficielle de la pièce originale sur une épaisseur suffisante par traitement superficiel mécanique ou thermique ; b) réalisation d’un revêtement extérieur d’épaisseur suffisante.

Une étude menée aux États-Unis, en Europe et au Japon sur les développements prioritaires dans le domaine des Matériaux, classe en tête de liste la technologie des traitements superficiels.

Dans cet article, seules les techniques de modification des couches superficielles seront abordées. L’emploi d’un revêtement a plutôt comme objet l’amélioration de la résistance à l’usure.

Les enjeux techniques concernent : — l’amélioration de la résistance à la fatigue sous certains types de sollicitations ; — l’amélioration de la résistance à la corrosion simple ou à la corrosion sous contrainte ; — l’amélioration de la résistance à l’usure.

Les propriétés des couches superficielles résultent de l’intervention simultanée et à des degrés divers selon les cas, des caractéristiques géométriques (macro et microgéométrie, rugosité...), des caractéristiques physico-chimiques (constitution et structure métallurgiques...), des caractéristiques mécaniques propres (limite d’élasticité, coefficient d’écrouissage, résistance à la rupture, dureté...) et de l’état de contraintes résiduelles. Cet article ne développe qu’une partie de l’aspect mécanique en s’intéressant exclusivement à l’introduction volontaire de contraintes résiduelles de compression s’opposant aux contraintes de traction en service.

Mais le véritable enjeu est économique. Dans les pays industrialisés, les dommages directs ou indirects, conséquences des avaries liées aux mauvaises performances des matériaux dans ce triple domaine, représentent un coût cumulé pouvant atteindre ou dépasser 10 % du PNB (produit national brut).

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ＱＲ

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__________________________________________________________________________________________ PRÉCONTRAINTES ET TRAITEMENTS SUPERFICIELS

σR

z –

σR

σ RIII

+

σ RII

+

σ RI 0

couche déformée plastiquement : source des contraintes résiduelles

z

x

–

profondeur sous la surface On rappelle que les contraintes de compression sont affectées d'un signe – et les contraintes de traction d'un signe +.

y Figure 1 – Source de contraintes résiduelles superficielles

En effet, tous les procédés de fabrication et de mise en forme comme le forgeage, le soudage, l’usinage, les traitements thermiques génèrent dans la pièce des champs de contraintes résiduelles plus ou moins complexes et plus ou moins maîtrisables. Les traitements de mise en précontrainte superficielle sont des processus contrôlant parfaitement la source primaire de génération des contraintes résiduelles. Ils peuvent être classés en deux grandes catégories selon la nature de la source primaire active :

x – joints de grains

σ R = σ RI + σ RII + σ RIII

— les traitements mécaniques d’écrouissage superficiel ; — les traitements thermiques ou thermochimiques superficiels.

σ RI =

Il faut noter que les opérations d’enlèvement de matière par les divers procédés classiques constituent un exemple de traitements de précontrainte qu’on pourrait qualifier, le plus souvent, d’involontaires.

σ RII

∫ σ R dA ∫ dA

∫ σ R dA = ∫ dA

plusieurs grains

un grain

– σ RI

σ RIII = (σ R – σ RI – σ RII ( un point

Dans la suite de cet article la signification de la notion de contraintes résiduelles sera sommairement rappelée (§ 2) avant de décrire le principe de chacun des traitements utilisés (§ 3). La stabilité des contraintes résiduelles en réponse à des actions mécaniques ou thermiques postérieures au traitement sera ensuite discutée ainsi que l’ensemble des méthodes utilisées pour la détermination des valeurs des contraintes résiduelles dans les couches superficielles des pièces.

avec dA élément de surface Figure 2 – Définition schématique des contraintes résiduelles du 1er, 2e et 3e ordres pour un matériau monophasé

■ Les contraintes résiduelles du premier ordre ou d’ordre 1 ( σ RK ) sont homogènes, c’est-à-dire sont constantes en intensité et en direction, dans des domaines relativement importants s’étendant sur plusieurs grains dans le cas des matériaux monophasés. Les forces résultant des contraintes du premier ordre sont en équilibre dans chaque section de la pièce et les moments liés à ces forces nuls par rapport à tout axe. Les contraintes résiduelles du premier ordre sont également appelées contraintes résiduelles macroscopiques. La figure 3 donne quelques distributions typiques de contraintes résiduelles d’ordre 1. Il est important de noter que toute modification dans l’équilibre des forces et des moments associés aux contraintes résiduelles du premier ordre, due par exemple à un enlèvement de matière dissymétrique, se traduit par des variations dimensionnelles macroscopiques à l’échelle de la pièce.

2. Définition et origine des contraintes résiduelles 2.1 Différents ordres de contraintes Les contraintes résiduelles σR sont des contraintes multiaxiales statiques autoéquilibrées existant dans un système isolé de température uniforme et en l’absence de tout chargement extérieur. Dans une section, la répartition des contraintes résiduelles résulte de l’équilibre mécanique entre la zone occupée par la source des contraintes résiduelles caractérisée par une fonction de distribution bien définie et le reste de la section déformée élastiquement. Dans le cas des traitements de précontrainte dont il est question dans cet article, les sources de contraintes résiduelles sont toujours localisées dans les couches superficielles du matériau (figure 1).

■ Les contraintes résiduelles du deuxième ordre ou d’ordre 2 ( σ RKK ) sont homogènes dans des domaines correspondant à un grain ou à une portion de grain pour des matériaux monophasés. Elles proviennent dans ce cas de la différence d’orientation cristalline entre grains voisins. Les forces résultant des contraintes du second ordre et les moments associés s’équilibrent sur un nombre suffisant de grains. Les contraintes résiduelles du deuxième ordre sont parfois appelées contraintes résiduelles microscopiques homogènes. Les cas où existent des contraintes d’ordre 2 à l’état « pur» sont peu nombreux, la figure 4 en donne un exemple pour un matériau biphasé. Une modification de l’équilibre des forces et des moments associés aux contraintes résiduelles du second ordre peut se traduire par des variations dimensionnelles macroscopiques à l’échelle de la pièce.

Du fait du caractère polycristallin et la plupart du temps polyphasé, des matériaux métalliques industriels, les déformations à l’origine des contraintes résiduelles peuvent intéresser des domaines de taille macroscopique, microscopique ou submicroscopique. Selon l’échelle considérée, il est classique de distinguer trois ordres de contraintes (figure 2).

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ＱＳ

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Ｑ

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PRÉCONTRAINTES ET TRAITEMENTS SUPERFICIELS

__________________________________________________________________________________________

σ A

σ

Ｑ

σR

A

B

AB B

σR +

+

–

–

–

σA R

+ –

–

–

ε déformation

σ AB = 0 σB R R σ contrainte appliquée

εu ε

Figure 4 – Contraintes résiduelles d’ordre 2 dans un matériau biphasé après déformation plastique

b

a

et b

a

σu

σ

contraintes thermiques résiduelles de trempe sans changement de phase

Joint cohérent d'interphase

Précipitation cohérente Précipitation incohérente Empilement de dislocations

A11

Joint de grain (forte désorientation)

Lacune A2

σR

+

+ –

σR

c

Atome interstitiel

II + –

+

–

+

+ –

Dislocation vis Phase A Joint de grain (paramètre a1) Dislocation (faible désorientation) coin Atome Phase B substitutionnel (paramètre a2)

– I

d contraintes thermiques résiduelles de trempe avec changement de phase sens de la contrainte que l'on a appliquée I coupe A1 faible réduction de diamètre II coupe A2 forte réduction de diamètre

c

d

Figure 5 – Représentation schématique de déformations qui sont à l’origine des contraintes résiduelles d’ordre 3

contraintes mécaniques résiduelles de mise en forme

tat de la superposition des contraintes résiduelles des trois ordres comme le montre la figure 2 dans le cas d’un matériau monophasé : Figure 3 – Distributions typiques de contraintes résiduelles d’ordre 1

σ R ? σ RK - σ RKK - σ RKKK

■ Les contraintes résiduelles du troisième ordre ou d’ordre 3 ( σ RKKK ) sont hétérogènes même dans des zones s’étendant sur quelques distances interatomiques. Elles sont associées en majorité aux déformations existant au voisinage des défauts cristallins. Les forces résultant des contraintes du troisième ordre et les moments associés s’équilibrent dans des zones représentant des portions très réduites d’un grain. Les contraintes résiduelles du troisième ordre sont parfois appelées contraintes résiduelles microscopiques hétérogènes. Une modification de l’équilibre des forces et des moments associés aux contraintes résiduelles du troisième ordre ne se traduit par aucune variation dimensionnelle macroscopique. La figure 5 est une représentation schématique des déformations à l’origine des contraintes résiduelles d’ordre 3.

La figure 2 montre également que les contraintes d’ordre 2 peuvent être considérées comme des fluctuations autour d’une valeur moyenne constituée par les contraintes d’ordre 1 et à leur tour les contraintes d’ordre 3 comme des fluctuations autour d’une valeur moyenne constituée par les contraintes d’ordre 2. La plupart des techniques de détermination des contraintes résiduelles mesurent des grandeurs directement reliées à des déformations à partir desquelles sont calculées les contraintes correspondantes. On peut simplifier et modifier la description précédente en introduisant les notions de macrodéformation et de microdéformation en relation directe avec le volume échantillonné. Les macrodéformations sont habituellement considérées comme les valeurs moyennes de la déformation dans une jauge de mesure de dimensions nettement supérieure au domaine cristallin typique du matériau. Elles sont aisément mesurées par diffractométrie des rayonnements pour laquelle le volume d’exploration correspond à cette échelle. Les contraintes associées sont les macrocontraintes

Si l’on adopte la classification précédente avec ce qu’elle a d’artificiel, le champ des contraintes résiduelles apparaît comme le résul-

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__________________________________________________________________________________________ PRÉCONTRAINTES ET TRAITEMENTS SUPERFICIELS

auxquelles s’intéresse l’ingénieur mécanicien dans ses calculs de mécanique des milieux continus.

Contrainte (MPa) 400

Les microdéformations correspondent aux valeurs moyennes de la déformation dans un volume de la dimension du domaine cristallin représentatif ou d’une partie de celui-ci. Les macrodéformations sont les valeurs moyennes de ces microdéformations. Aucune technique actuelle ne permet de mesurer ces microdéformations mais la diffractométrie des rayonnements permet d’atteindre la variance de leur distribution.

Barre 2

300

Barres 1 -1'

Ｑ

Barre 2 200 Barres 1 - 1' - 2

105,5

2.2 Origine des contraintes résiduelles

Barres 1 -1' 1

0

Toute hétérogénéité de déformation introduite à toute échelle de la structure entraîne l’existence de contraintes résiduelles.

2

1'

– 52,75 – 100

De manière générale, les macrocontraintes résiduelles ou d’ordre 1 sont le résultat de l’activité des sources fondamentales suivantes agissant seules ou en combinaison :

F 0

100

200

300

400

500

F (kN)

Figure 6 – Modèle à trois barres

— déformation plastique hétérogène entre différentes zones d’une pièce soumise à des sollicitations mécaniques externes à charge imposée ou à déformation imposée ; — déformation plastique hétérogène entre différentes zones d’une pièce soumise à des sollicitations thermiques ; — variation de volume hétérogène et/ou phénomènes de pseudoplasticité dus à des transformations de phase à l’état solide ;

Enthalpie de transformation de phase Transformation de phase État métallurgique

État thermique

différence entre les coefficients de dilatation thermique des diverses zones d’une pièce. Exemple : modèle des trois barres : la première source de contraintes résiduelles est bien illustrée par le modèle des trois barres. Le système est constitué par trois barres de géométrie identique, par exemple de longueur 25 cm et de section 5 cm2. Les extrémités supérieures des trois barres sont encastrées et n’ont aucun degré de liberté. Les extrémités inférieures sont liées à un bloc rigide de masse négligeable. Les barres externes sont constituées d’un matériau de module d’élasticité 210 GPa et de module de plasticité 40 GPa, sa limite d’élasticité est 210 MPa. La barre médiane est constituée d’un acier de mêmes modules mais de limite d’élasticité 420 MPa. Lorsque la charge appliquée au système croît progressivement de zéro à une valeur maximale puis est ramenée lentement à zéro, le comportement de l’ensemble dépend de la valeur maximale atteinte. Tant que cette valeur ne dépasse pas 315 kN, chaque barre supporte une charge maximale de 105 kN et la contrainte correspondante est inférieure à la limite d’élasticité des deux matériaux. Le retour à une charge nulle permet de retrouver l’état de contrainte nulle dans chacun des éléments, les déformations élastiques étant réversibles. Lorsque la charge appliquée est supérieure à 315 kN, les barres extérieures subissent une déformation plastique irréversible et du fait de la diminution du module chacune supporte une charge inférieure à celle de la barre médiane. La figure 6 illustre l’évolution des contraintes dans chacune des barres pour une charge appliquée maximale de 450 kN. Après déchargement, la barre médiane est soumise à une contrainte résiduelle de traction + 105,5 MPa et les barres extérieures sont soumises à une contrainte résiduelle de compression de − 52,75 MPa. Les contraintes résiduelles forment bien un système autoéquilibré au sens indiqué précédemment. L’hétérogénéité de déformation plastique de l’ensemble, au cours du cycle de chargement, est responsable de la génération des contraintes résiduelles.

Variation de longueur

Variation des caractéristiques mécaniques

Variation de longueur par transformation de phase

Transformation de phase induite par les contraintes

Transformation de l'énergie de déformation État mécanique

Figure 7 – Origine des contraintes résiduelles. Interdépendance entre les différents états du matériau

Dans la réalité, les divers effets mécaniques, thermiques et métallurgiques sont le plus souvent interdépendants comme le montre la figure 7, ce qui rend très complexe la prévision des contraintes résiduelles en fonction des divers traitements. La figure 8 montre un exemple de superposition d’un effet mécanique et d’un effet thermique expliquant la forme de la répartition des contraintes résiduelles après rectification fine d’une pièce en acier non allié, pour trois vitesses d’avance de la meule.

2.3 Principe des traitements de mise en précontrainte superficielle

Le résultat de l’exemple précédent est généralisable à tout système soumis à des sollicitations mécaniques externes et moyennant quelques adaptations à tout système soumis à des sollicitations thermiques ou dans lequel existe des différences de coefficients de dilatation thermique. Il peut aussi être utilisé pour illustrer les effets d’un enlèvement de matière sur la répartition des contraintes résiduelles.

Les traitements de mise en précontrainte superficielle d’une pièce ont pour but d’introduire des contraintes de compression dans une couche superficielle d’épaisseur plus ou moins importante allant de quelques centièmes de millimètre à quelques millimètres selon le traitement mis en œuvre.

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PRÉCONTRAINTES ET TRAITEMENTS SUPERFICIELS

__________________________________________________________________________________________

Tableau 1 – Traitements de précontraintes

σ R (MPa) 400 200

Ｑ

0

–

–

I

– 200

II

+

II

+

–

III

III

50

100

0

Origines principales des contraintes

Mécanique

Déformation plastique locale

Sablage, grenaillage, martelage, galetage, polissage, etc.

Thermique

Dilatation différentielle et transformations de phase

Trempe et trempe superficielle

Thermochimique

Diffusion, dilatation différentielle et transformations de phase

Cémentation, carbonitruration, nitruration, etc.

I

I

– 400 0

Type de traitement

50

100

0

50

100

150

Noms des traitements

Profondeur (µm)

a va = 0,2 mm/min

b va = 0,5 mm/min

va vitesse d'avance de meule I contrainte d'origine mécanique (frottement)

II III

c

va = 1 mm/min

■ Les traitements par voie mécanique utilisent comme source de contraintes résiduelles de compression la déformation plastique locale de la pièce. Ce procédé est applicable, en théorie, à tout type de matériau présentant un comportement élastoplastique c’est-àdire la majorité des alliages métalliques. Il s’agit du grenaillage, du sablage, du martelage, du galetage, du polissage et plus récemment des procédés par ondes de choc produites par des impulsions laser de haute puissance ou des explosions.

contrainte d'origine thermique contrainte résultante

Figure 8 – Contraintes résiduelles d’origine thermique et mécanique dans les couches superficielles d’un acier rectifié

■ Les traitements par voie thermique utilisent comme source de contraintes résiduelles de compression les augmentations de volume locales associées à des phénomènes métallurgiques induits par le cycle thermique imposé. Ces variations de volume sont liées : — à la transformation d’une phase en une autre phase de compacité cristalline moins élevée ; — à la précipitation de phases de volume massique plus élevé que celui de la matrice origine ; — à la mise en solution d’éléments introduits par diffusion dans la matrice.

Surface

Pièce épaisse

a

b

Cœur

Pièce mince

matériau sans contraintes résiduelles

Pour que cette voie soit exploitable, il est nécessaire que les vibrations de volume mises en jeu aient une amplitude suffisante. En fait, parmi les alliages industriels, seuls les alliages ferreux présentent de telles conditions et les traitements correspondants ne se sont vraiment développés que pour cette catégorie d’alliages. Ce sont les seuls qui sont envisagés dans cet article.

allongement plastique de la surface non liée au cœur

Les phénomènes exploités sont : — la transformation de l’austénite CFC (cubique face centrée) en martensite QC (quadratique centrée) dans les traitements de trempe locale ou de trempe après cémentation et carbonitruration ; — la précipitation de nitrures et de carbonitrures dans les traitements de nitruration et de nitrocarburation.

Compression

Traction Containtes résiduelles sans déformation macroscopique

Il faut insister sur le fait que ces divers traitements ont comme but primaire d’augmenter fortement la dureté des couches superficielles de la pièce et qu’ils offrent en prime la mise en précontrainte de compression de ces mêmes couches.

Contraintes résiduelles avec déformation macroscopique

c allongement plastique de la surface liée au cœur Figure 9 – Schéma de la mise en compression des couches superficielles

3. Précontraintes et traitements superficiels

La mise en compression des couches superficielles a toujours pour origine un allongement irréversible de ces couches incompatible avec le reste de la pièce qui ne se déforme pas ou se déforme selon une loi différente (figure 9).

3.1 Traitements mécaniques superficiels

Cette hétérogénéité de déformation provient, au niveau du matériau, d’interactions complexes entre ces effets mécaniques, thermiques et métallurgiques. Cependant les méthodes employées s’appuient sur des sources de contraintes résiduelles facilement identifiables et permettent une classification relativement aisée (tableau 1).

Lors de l’application des traitements mécaniques superficiels, les couches superficielles des pièces sont déformées plastiquement par une action mécanique : projection de particules, martelage, galetage, ondes de choc. Ces divers procédés sont présentés dans le tableau 2. Avant de les étudier en détail, il est nécessaire d’en comprendre les effets.

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__________________________________________________________________________________________ PRÉCONTRAINTES ET TRAITEMENTS SUPERFICIELS

Tableau 2 – Différents traitements mécaniques de surface Dénomination

Mise en œuvre

Profondeur de traitement

Avantages et inconvénients

Tribofinition

Frottement

de 0,01 à 0,03 mm

Long et coûteux à réaliser

Grenaillage

Projection contrôlée de billes de différents diamètres, de différentes mesures et de différentes vitesses

de 0,1 à 0,6 mm suivant le matériau et les conditions

Quelques problèmes d’incrustation, de microdéfauts et parfois de rugosité S’adapte à toutes les géométries

Martelage

Impact d’aiguilles à extrémité sphérique

de 1 à 2 mm

Problème d’état de surface, ne s’applique qu’aux géométries simples

Galetage

Roulement d’un galet avec une forte force d’appui

de 2 à 3 mm

Variations dimensionnelles, nécessite une géométrie particulière

Ondes de choc

Explosion Laser impulsionnel de très forte puissance

jusqu’à 4 mm

S’adapte à toutes les géométries (pour le laser) Pas de modification de l’état de surface Traitement en cours de développement

Préconformage Autofrettage

Flexion, expansion ou torsion avec passage en plasticité

quelques mm

Traitement directionnel

Une action mécanique est susceptible de modifier : f 1

— les caractéristiques géométriques de la surface de la pièce ; — la microstructure du matériau dans une couche plus ou moins épaisse par action sur la densité des défauts essentiellement dislocatifs.

Rm = 500 MPa

0,8

700 1 000

0,6

Elle modifie ainsi la rugosité de la surface, l’état de contraintes résiduelles, la dureté du matériau et sa capacité de déformation ultérieure.

1 500

0,4 0

0,01

0,02

0,03

Rt (mm) Rm résistance à la rupture Rt rugosité totale

3.1.1 Modifications géométriques

Figure 10 – Variation du facteur multiplicatif f de la limite d’endurance (d’après Pavan)

La surface d’une pièce polie présente une capacité de résistance plus importante aux actions extérieures que celles-ci soient chimiques ou électrochimiques (corrosion) ou mécaniques (fatigue...). Le polissage permet d’atténuer, dans le premier cas, les effets de confinement des produits de corrosion et les valeurs des champs électriques locaux et, dans le second cas, les concentrations de contrainte que l’on rencontre inévitablement sur une surface rugueuse.

3.1.2 Modifications microstructurales Toute action mécanique conduisant à la déformation plastique d’un matériau modifie la densité et l’arrangement des dislocations par rapport à l’état initial. Le résultat est différent selon que la densité initiale des défauts est faible (matériaux de dureté initiale faible) ou que la densité initiale des défauts est élevée (matériaux de dureté initiale élevée). Dans le premier cas, la déformation plastique conduit à un durcissement et dans le second cas à un adoucissement. Dans le cas des aciers, la frontière se situe aux environs d’une dureté de 50 HRC. La profondeur affectée par ces phénomènes est équivalente à celle affectée par les contraintes résiduelles de compression dans la couche (§ 3.1.3).

Toute action qui va dans le sens de l’amélioration de la géométrie de surface a un effet bénéfique. On peut citer par exemple le sablage des pièces brutes de fonderie, l’élimination des caniveaux en pied de cordon de soudure, le toilage des pièces tournées grossièrement. La difficulté d’interprétation et de quantification apparaît nettement à travers ces trois exemples qui s’adressent à des échelles différentes de défauts géométriques. Seule la rugosité est à peu près quantifiable bien que sa mesure donne une pléthore d’informations qu’on ne sait pas encore totalement utiliser. Parmi les résultats rapportés dans la littérature, deux caractéristiques semblent se dégager du lot d’informations accessibles : la rugosité et le pas de rugosité. Ces deux grandeurs dépendent de la direction de mesure et certains auteurs ont pu quantifier leurs effets sur la résistance à la fatigue d’une pièce (figure 10).

3.1.3 Génération des contraintes résiduelles de compression Tous les traitements mécaniques utilisés imposent au matériau un cycle de chargement élastoplastique dans une couche superficielle d’épaisseur plus ou moins importante. Le reste de la pièce demeuré élastique impose au volume déformé un retour à une déformation totale quasi nulle. Selon l’importance de la déformation imposée par le traitement, ce retour, après suppression du chargement est soit élastique (adaptation) soit élastique puis plastique (accommodation). Ces deux cas sont illustrés respectivement par les figures 11 a et 11 b. La valeur de la contrainte résiduelle varie entre zéro et la limite d’élasticité en

Dans le domaine des défauts millimétriques, il faut faire appel au bon sens et aux règles usuelles de construction : éviter les changements brusques de section et les irrégularités de surface. Il faut s’assurer de la stricte application de ces consignes ; il n’est pas rare de rencontrer les pignonneries d’ensembles complexes et coûteux présentant des défauts d’usinage très importants en pied de dent.

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Ｑ

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PRÉCONTRAINTES ET TRAITEMENTS SUPERFICIELS

+

+

ε (%)

–

σR

a

Une opération de grenaillage consiste à soumettre la surface d’une pièce à un « bombardement » contrôlé de particules généralement sphériques. Elles sont propulsées à grande vitesse soit par une turbine soit par un jet d’air comprimé, parfois elles sont attachées à un drapeau ou à des fils mis en rotation (roto peening).

σ

σ

Ｑ

__________________________________________________________________________________________

Les particules utilisées sont soit de la grenaille d’acier (steel shot) soit des billes de céramique ou de verre (ceramic or glass beads). Chaque particule agit comme un minuscule marteau à tête sphérique et « imprime » dans le matériau une cupule de déformation plastique plus ou moins profonde selon la nature du matériau grenaillé et l’énergie cinétique de la particule. L’opération est terminée lorsque la surface est entièrement recouverte par un réseau d’empreintes suffisamment dense.

ε (%)

–

σR adaptation

b

accommodation

σ contrainte appliquée ε déformation

Le spécialiste du grenaillage doit choisir le type de grenaille ou de billes à utiliser compatible avec le matériau à traiter, vérifier l’énergie du grenaillage, et le pourcentage de recouvrement de la surface.

Figure 11 – Trajet de déformation élasto-plastique à champ de déformation hétérogène

■ Le diamètre des billes libres varie en général de 0,3 à 2,4 mm et peut atteindre exceptionnellement 6 mm alors qu’il varie de 1 à 2 mm pour les billes attachées. Il est défini par les calibres américains S 70, S 110, S 170, S 230, S 330, S 550, S 660, etc. La lettre S est l’initiale de shot (grenaille) et le nombre qui suit indique le diamètre de la bille exprimé en dix millièmes d’inch (1 inch = 25,4 mm). Dans la norme française le diamètre est en micromètres pour des valeurs inférieures à un millimètre et en millimètres pour les valeurs supérieures.

σ +

–

ε (%)

Exemples : — la bille S 230 a un diamètre de 0,58 mm ; — la bille S 230 correspond à la bille BA 600 (valeur arrondie), BA est employé ici pour bille d’acier, BV et BC désignent respectivement les billes de verre et les billes de céramique.

σ contrainte appliquée ε déformation Figure 12 – Trajet de déformation élasto-plastique à champ de déformation homogène

zone adaptée. Elle se stabilise au seuil d’écoulement plastique en zone accommodée.

Le calibre et la sphéricité des billes sont contrôlés tout au long de l’opération afin d’éviter une évolution des caractéristiques du grenaillage au cours du temps et d’éviter le risque de blesser les surfaces traitées par des fragments de billes cassées (microfissures, incrustations...).

Si plusieurs cycles successifs sont appliqués, la limite d’élasticité évolue en fonction de la déformation et du nombre de cycles. Le résultat général est un durcissement par écrouissage, sauf pour les aciers de dureté supérieure à 50 HRC pour lesquels il y a adoucissement.

■ L’énergie du jet de grenaille dépend de la masse volumique, de la dimension, de la vitesse, de l’angle d’impact et de la dureté de la bille. Elle est déterminée par une méthode mise au point par J.O. Almen de General Motors (spécification SAE J442/443 et norme NF L 06-832) et illustrée par la figure 13. Une plaquette non grenaillée d’acier à ressorts SAE 1070, traité thermiquement, est fixée par des vis latérales sur un bloc en acier qui sert de support et d’enclume. Après grenaillage, la plaquette Almen (Almen strip) est retirée de son support. Elle présente une courbure convexe sur la face grenaillée. La mesure de la flèche à l’aide d’une jauge Almen est l’intensité Almen qui caractérise l’énergie du jet de grenaillage. Il existe trois types de plaquettes Almen : A d’épaisseur 0,051 in (1,29 mm) utilisée pour les intensités moyennes comprises entre 6 et 24 millièmes d’inch, B d’épaisseur 0,094 in (2,38 mm) utilisée pour les intensités plus élevées et N d’épaisseur 0,031 in (0,78 mm) utilisée pour les intensités plus faibles (figure 14).

Si la déformation plastique est homogène dans toute la section de la pièce, il n’existe plus d’incompatibilité au sens mécanique du terme et il subsiste une déformation après retour élastique comme le montre la figure 12 sans qu’il y ait génération de macrocontraintes résiduelles. Un traitement mécanique superficiel est donc d’autant plus efficace qu’il déforme plastiquement et localement le matériau.

3.1.4 Grenaillage de précontrainte 3.1.4.1 Généralités Le grenaillage peut être utilisé pour le nettoyage des surfaces, pour la mise en forme de pièces minces (peen forming) et pour la mise en contrainte de compression des couches superficielles d’une pièce. Cette dernière utilisation est appelée grenaillage de précontrainte (shot peening) qu’il ne faut pas confondre avec les deux autres (décapage, formage).

L’intensité Almen précise la valeur de la flèche en millièmes d’inch (mils) et le type de plaquette utilisée, par exemple 10A signifie qu’une plaquette de type A présente après grenaillage une flèche de 10 mils. En France, les flèches sont exprimées en centièmes de millimètres, 10A correspond à F 25A. En pratique, les plaquettes Almen sont disposées sur les zones à grenailler d’une pièce d’essai qui permet de fixer les paramètres opérationnels à utiliser sur la pièce à traiter.

Le grenaillage de précontrainte est le plus utilisé des traitements superficiels mécaniques dans le domaine industriel où il fait l’objet d’un nombre d’applications croissant, en particulier dans le domaine des pièces sollicitées en fatigue et en corrosion sous contrainte. Les normes NF L 06-831 (décembre 1995) et NF L 06-832 (mai 1998) de la série aérospatiale le normalisent partiellement.

Le pourcentage ou taux de recouvrement (coverage) est déterminé par observation directe de la surface grenaillée à faible grandissement (x 10 à x 30) ou de la surface grenaillée recouverte avant grenaillage d’un mince film fluorescent (procédé PeenScan). On peut spécifier des recouvrements supérieurs à 100 %, par exemple un pourcentage de 125 % est obtenu en grenaillant pendant un

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Flèche

0,1 f

f Buse

Jet de grenaille

Ｑ

Plaquette Almen Vis de fixation

ts

en cours de grenaillage

3''

Selon la théorie de Wohlfahrt, la génération d’un champ de contraintes résiduelles de compression est due à la superposition de ces deux processus compétitifs comme le précise la figure 16. Une couche superficielle plus ou moins étendue subit un étirement plastique sur une profondeur de 10 à 30 µm par effet de martelage sous l’impact répété des billes (surface hammering). Cet effet est très important dans le cas d’un substrat ductile grenaillé avec des particules dures. Il donne naissance à un profil de contraintes résiduelles présentant un maximum de compression en surface. On peut de nouveau schématiser le phénomène en remarquant que le retour élastique du substrat « impose » une déformation nulle à la couche affectée avec comme conséquence la mise en compression de celle-ci.

Flèche Almen

0,75''

b

Temps de grenaillage

Figure 15 – Courbe de saturation de l’éprouvette Almen

Bloc support

a

2 ts

après grenaillage

Les impacts multiples produisent un chargement normal à la surface auquel correspond selon la théorie de Hertz un maximum de contrainte de cisaillement à une profondeur déterminée. Si cette contrainte dépasse la limite d’écoulement en cisaillement, il y a déformation plastique locale avec création d’un état de compression résiduelle maximal à cette profondeur. Cet effet est surtout important dans le cas d’un substrat peu ductile, grenaillé par des billes de dureté relativement faible.

Figure 13 – Montage pour la détermination de l’intensité Almen

76,2 18,90

Nota : la théorie de Hertz, établie en 1881, permet d’obtenir la dimension de l’aire de contact et la distribution des contraintes et des déformations et de les relier à la pression de contact, à la géométrie des solides et à leurs modules d’Young.

0,78

N

1,29

A

2,38

Cette théorie permet de calculer les contraintes superficielles provenant du contact de deux corps. On peut ainsi montrer qu’il existe en sous couche un point, dit point de Hertz, où la contrainte de cisaillement est maximale ; il se situe à une profondeur qui augmente proportionnellement à la racine cubique de la charge appliquée. Il convient donc que ce point soit dans une région où la résistance du matériau constituant la pièce, ou en général sa dureté, soit suffisante.

C Cotes en millimètres

Par exemple, dans le cas d’une bille de rayon r appuyant avec une pression p sur une surface plane constituée d’un matériau de même module d’Young E, cette profondeur e est donnée par :

Figure 14 – Éprouvette Almen (d’après norme NF L 06-832)

e = 0,5 (pr/E)1/3 L’existence de cette contrainte maximale en sous couche peut être à l’origine d’un écaillage superficiel (pitting) pour les roulements, par exemple.

temps égal à 1,25 fois le temps nécessaire pour obtenir un taux de recouvrement de 100 %. La saturation de l’éprouvette Almen a une signification importante. Elle est atteinte pour une durée de grenaillage ts pour laquelle la flèche n’évolue pas de plus de 10 % si cette durée est portée à 2ts (figure 15). Pour l’acier SAE 1070, le temps ts est très proche du temps nécessaire pour obtenir un taux de recouvrement de 100 %.

3.1.4.3 Grenaillage à billes libres et grenaillage à billes attachées

3.1.4.2 Effets du grenaillage

Seule la composante normale de la vitesse intervient pour générer un champ de contraintes résiduelles en profondeur (effet de Hertz). La composante tangentielle produit un cisaillement maximal en proche surface en raison du frottement et la distribution des contraintes résiduelles qui en résulte a un profil triangulaire (figure 17). La contrainte résiduelle maximale finale ne dépend que de la seule limite d’élasticité du matériau, atteinte au bout de 100 impacts environ.

Les billes libres arrivent sur la pièce à traiter selon une direction sensiblement perpendiculaire à la surface alors que les billes attachées arrivent sur la surface avec un fort angle d’incidence, de l’ordre de 70°.

L’action du grenaillage est double. Elle comprend : — un effet « de peau » se traduisant par la modification de la rugosité, le « gommage » des défauts superficiels mais également par un fort écrouissage local du matériau qui altère plus ou moins fortement sa capacité de déformation ultérieure et sa dureté ; — un effet « en profondeur » se traduisant par la génération d’un champ de contraintes résiduelles de compression qui constitue l’atout majeur du traitement.

La profondeur affectée par le grenaillage varie : — de 0,1 à 0,6 mm pour les billes libres ;

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PRÉCONTRAINTES ET TRAITEMENTS SUPERFICIELS

a

__________________________________________________________________________________________

a

Forces induites par l'impact des projectiles (pression de Hertz)

v 5

ω

σ σ yz

σ yy

Ｑ

v

70

0,47 a

σzz

z Déformation de peau

0

σR

I

σR

–

–

– e

I

σR

e

II II

+

z effet plastique localisé et profond (sur 100 à 600 µm)

a

+

+

z

z

a

pression de Hertz effet sensible avec un projectile de faible dureté et une pièce dure

e v z ω I II

Forces induites par l'impact des projectiles

ε

billes libres

b

billes attachées

bille surface du matériau point de Hertz ou point de cisaillement maximal vitesse de la bille profondeur sous la surface vitesse angulaire contrainte résiduelle due au frottement contrainte résiduelle due à la pression de Hertz

Figure 17 – Schéma de principe du grenaillage

z

ment utilisé dans l’industrie aéronautique pour précontraindre les trous.

0

σR

–

3.1.4.4 Influence des paramètres opératoires sur les contraintes résiduelles

+

Les principaux paramètres opératoires du grenaillage qui ont une influence sur les contraintes résiduelles sont ceux qui permettent de modifier l’énergie absorbée par le matériau : durée de grenaillage, diamètre et nature ou masse des projectiles, vitesse de projection.

z peau fortement étirée (sur 10 à 30 µm de profondeur), effet dit de martelage

b

■ L’influence du taux de recouvrement qui dépend directement de la durée de l’opération est illustrée par la figure 18 dans le cas d’un acier faiblement allié à l’état trempé et revenu. Pour un diamètre de billes et une vitesse de projection fixés, l’augmentation du taux de recouvrement se traduit : par une augmentation de la profondeur affectée, par une augmentation du maximum de la contrainte de compression et par un déplacement de celui-ci vers l’intérieur de la pièce. De manière générale, ces effets sont d’autant plus marqués que le matériau présente un palier plastique peu marqué comme c’est le cas des alliages d’aluminium, de nickel et les aciers austénitiques.

extension des couches superficielles effet amplifié avec un projectile dur et une pièce de faible dureté

a z ε σ 0,47 a

rayon de contact élastique (rayon de l'empreinte de la bille) profondeur déformation plastique contrainte appliquée (suivant la direction y pour σ yy , suivant la direction z pour σzz et dans le plan yz pour σyz ) point de Hertz ou point de cisaillement maximal.

Figure 16 – Schéma de la répartition des contraintes résiduelles de grenaillage sous l’effet de la pression de Hertz et d’une extension de peau

■ L’influence du diamètre des billes est illustrée par la figure 19 pour le même matériau. L’augmentation du diamètre des billes accroît la profondeur affectée par les contraintes de compression mais sans modifier notablement la valeur de la contrainte en surface ni la valeur du maximum de la contrainte de compression.

— de 0,3 à 0,5 mm pour les billes attachées.

■ L’influence de la vitesse de projection est illustrée par la figure 20 pour le même matériau. L’augmentation de la vitesse de projection agit dans le même sens que l’augmentation du taux de recouvre-

Le grenaillage à billes attachées est destiné à traiter l’intérieur des tubes ou les alésages axisymétriques. Ce procédé est particulière-

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ＲＰ

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ment ou que celle du diamètre des billes. Il faut noter que la vitesse de projection varie en fonction de nombreux paramètres comme, par exemple, la pression dans le cas des machines à air comprimé. Le plus souvent, la vitesse de projection n’est pas mesurée.

0

σ R (MPa) – 200

3.1.4.5 Influence de l’état métallurgique du matériau

– 400 I

Le grenaillage se traduit à l’échelle macroscopique par une mise en précontrainte de compression d’une couche superficielle et à l’échelle microscopique par une modification de la microstructure défective du matériau. Ces deux effets sont illustrés dans le cas de l’acier 35CrMo4 grenaillé avec des intensités Almen croissantes pour deux états métallurgiques initiaux obtenus (figure 21) : — après durcissement par trempe (dureté 640 HV), — après durcissement par trempe suivi d’un revenu (dureté 400 HV).

– 600 II – 800 – 1 000 0

0,1

0,2

acier 16MnCr3 diamètre des billes : 0,6 mm vitesse de projection : 81 m . s–1

0,3 0,4 0,5 Profondeur (mm)

I taux de recouvrement de 100 % II taux de recouvrement de 600 %

■ Contraintes résiduelles La figure 21 montre les profils de distribution des contraintes résiduelles en fonction des conditions de grenaillage. Quel que soit l’état métallurgique initial, lorsque l’intensité Almen augmente, le maximum de compression s’éloigne de la surface et la profondeur affectée devient plus importante. Par contre, les valeurs maximales de la contrainte de compression sont plus élevées pour l’acier de plus forte dureté initiale. Par exemple ce maximum est d’environ 1 200 MPa pour l’acier traité pour une dureté initiale de 640 HV et un grenaillage par des billes de calibre S 550 et une intensité Almen 6 C, alors qu’il n’est que d’environ 600 MPa pour l’acier traité pour une dureté initiale de 400 HV et les mêmes conditions de grenaillage.

Figure 18 – Influence du taux de recouvrement de grenaillage sur les contraintes résiduelles

0

σ R (MPa) – 200 I

II

– 400

■ Microdéformations – 600

Les effets à l’échelle microstructurale sont caractérisés semi quantitativement par la valeur de la largeur de corde à mi-hauteur du pic de diffraction X par les plans {211} de la martensite ou de la ferrite. La figure 22 qui rassemble les résultats confirme que la profondeur affectée par le grenaillage augmente avec l’intensité Almen pour les deux traitements thermiques étudiés.

– 800 – 1 000 0

0,1

0,2

acier 16MnCr3 taux de recouvrement : 100 % vitesse de projection : 53 m . s–1

0,3 0,4 0,5 Profondeur (mm)

Par contre, une différence fondamentale apparaît quant à l’évolution de la largeur de corde en fonction de la profondeur. ● Dans le cas de l’acier ayant subi un durcissement par trempe, la largeur de corde importante à cœur diminue dans la couche grenaillée et il en est de même de la variance de la distribution des microdéformations. Cet effet est à relier à une diminution de la densité des dislocations à partir d’une densité initiale relativement élevée et à leur réarrangement. ● Dans le cas de l’acier ayant subi un durcissement par trempe, suivi d’un revenu, la largeur de corde plus faible à cœur augmente dans la couche grenaillée et il en est de même de la variance de la distribution des microdéformations. Cet effet est à relier à une augmentation de la densité des dislocations à partir d’une densité initiale relativement faible. ● Dans les deux cas l’augmentation très forte de la largeur de corde au voisinage de la surface peut être justifiée par le fort écrouissage dû à l’effet de martelage qui entraîne une augmentation locale importante de la densité des défauts. Ces résultats expérimentaux confirment la théorie de Wohlfahrt introduite précédemment (§ 3.1.4.2).

I diamètre des billes de 0,3 mm II diamètre des billes de 0,6 mm

Figure 19 – Influence du diamètre des billes de grenaillage sur les contraintes résiduelles

400

σ R (MPa) 200

I

0 II – 200 – 400 – 600 III

– 800

3.1.4.6 Remarques sur l’opération de grenaillage Les contraintes résiduelles de compression, dues au grenaillage, en réduisant les contraintes moyennes dans la zone affectée retardent l’amorçage mais surtout les premiers stades de propagation des fissures superficielles. La résistance à la fatigue et à la corrosion sous contrainte sont ainsi fortement augmentées. Par contre, la dureté des couches grenaillées étant peu élevée, elles ne procurent pas d’amélioration notable de la résistance à l’usure.

– 1 000 0 0,1 0,2 acier 16MnCr3 diamètre des billes 0,6 mm : taux de recouvrement : 100 %

0,3

0,4

0,5 Profondeur (mm)

I pas de grenaillage II vitesse de projection de 23 m . s–1 III vitesse de projection de 81 m . s–1

Figure 20 – Influence de la vitesse de projection de grenaillage sur les contraintes résiduelles

Le grenaillage de précontrainte est utilisé depuis plus de 50 ans pour améliorer la tenue en fatigue de pièces soumises à des sollici-

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Ｑ

Ｑ

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Traitements thermiques superficiels des aciers Ｑ par et

Yves DESALOS Florence LE STRAT Ingénieurs chez Renault SA Docteurs ès sciences

Périmètre et spécificités........................................................................ Place dans la famille des traitements de surface...................................... Panorama des procédés de traitement thermique superficiel................. Poids industriel relatif des procédés envisagés........................................ Atouts et handicaps de ces procédés ........................................................

2.

Potentialités de ces traitements en termes de tenue mécanique............................................................ Amélioration de la résistance à la fatigue ................................................. Résistance aux sollicitations de surface .................................................... Contribution des contraintes résiduelles en surface ................................ Synthèse comparative.................................................................................

— — — — —

7 7 9 9 10

Limitations thermiques et métallurgiques de ce type de traitement........................................................................ Limites imposées par la thermique du chauffage .................................... Limitations imposées par la métallurgie ................................................... Aide et limites des simulations numériques .............................................

— — — —

11 11 12 18

Matériels pour la mise en œuvre industrielle de ces traitements ................................................................................... Sources d’énergie........................................................................................ Machines de présentation des pièces et postes de travail....................... Outils de chauffage...................................................................................... Outils de trempe .......................................................................................... Matériels périphériques .............................................................................. Moyens de contrôle. Assurance qualité ....................................................

— — — — — — —

19 19 19 19 21 21 21

5.1 5.2

Exemples de réalisations industrielles avec chauffage par induction............................................................... Industrie automobile ................................................................................... Autres secteurs industriels .........................................................................

— — —

22 22 23

6. 6.1 6.2 6.3 6.4 6.5

Axes de développement de ces procédés......................................... Durcissements de contour par induction des dentures ........................... Contrôles en ligne des procédés ................................................................ Conception d’inducteurs assistée par simulation numérique ................. Reprises de traitement localisées sur pièces difficiles ............................. Intégration industrielle de sources plus flexibles .....................................

— — — — — —

23 23 24 24 24 24

7.

Conclusions ...............................................................................................

—

25

2.1 2.2 2.3 2.4 3. 3.1 3.2 3.3 4. 4.1 4.2 4.3 4.4 4.5 4.6 5.

Pour en savoir plus...........................................................................................

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M 1 205 - 2 — 2 — 3 — 5 — 7

1. 1.1 1.2 1.3 1.4

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Doc. M 1 205

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TRAITEMENTS THERMIQUES SUPERFICIELS DES ACIERS _______________________________________________________________________________________

es traitements thermiques superficiels des pièces en alliages ferreux sont destinés à améliorer leur résistance à la fatigue ou (et) à l’usure en durcissant les zones critiques superficielles par des apports thermiques suffisamment brefs et localisés pour confiner les effets structuraux. Les cycles thermiques associés visent soit un chauffage rapide localisé d’austénitisation en phase solide (typiquement quelques secondes au-delà de 800 oC) suivi de trempe naturelle ou forcée, soit une refusion superficielle suivie du refroidissement permettant l’évolution structurale désirée (par exemple : transformation de fonte grise en fonte blanche). À côté de ces traitements par seul apport thermique, se développent aussi des traitements avec refusion superficielle en présence d’un matériau d’apport sous forme de prédépôt ou poudre projetée : simple enrichissement, recouvrement par un nouvel alliage, inoculation de particules dures ou réfractaires... Nous n’aborderons dans le présent article que la famille de traitements sans matériau d’apport, en nous attachant essentiellement au durcissement en phase solide des aciers. Dans ce dernier domaine, économiquement important pour les industries mécaniques, la plus large place revient au durcissement superficiel par trempe après chauffage par induction électromagnétique (source thermique souscutanée de courants induits haute fréquence). L’essor de ce procédé est lié à ses avantages techniques et économiques : — limitation économique (rendement) et modulable des apports énergétiques ; — disponibilité (délai de mise en œuvre) et souplesse de la source ; — cycles rapides et non polluants autorisant le traitement en chaîne de fabrication ; — qualité des pièces traitées en ce qui concerne la reproductibilité du durcissement, les risques de déformations, la facilité de mise en compression naturelle des surfaces, la faible épaisseur affectée par l’oxydation de celles-ci. Le développement plus particulier de ces traitements dans l’industrie automobile a accompagné la mise au point de générateurs et d’inducteurs adaptés aux fortes cadences, ainsi que de transferts automatisés permettant une gestion industrielle à flux tendu. D’autres sources thermiques capables de puissances surfaciques importantes, telles que : lasers continus ou impulsionnels, faisceaux d’électrons, torches plasma, permettent des localisations énergétiques plus précises encore que l’induction et commencent à faire l’objet d’applications industrielles en durcissement superficiel. Malgré des coûts d’investissement descendus à des niveaux raisonnables, elles sont encore surtout retenues pour des traitements difficiles quant à l’accès et aux détails des zones à traiter.

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1. Périmètre et spécificités

transformation martensitique des alliages ferreux s’y prêtant, ou passer par la phase liquide, pour transformer par exemple de la fonte grise en fonte blanche.

1.1 Place dans la famille des traitements de surface

■ Traitements thermochimiques par diffusion Le matériau d’apport peut être soit un élément non métallique (cémentation, nitruration, boruration), soit un métal (chromisation, aluminisation...).

Le périmètre des traitements considérés s’inscrit dans la première des quatre catégories traditionnelles de traitement des surfaces [37].

■ Traitements de conversion Le matériau d’apport réagit chimiquement avec la surface du substrat (phosphatation, chromatation, anodisation).

■ Traitements par transformation structurale, sans matériau d’apport Seule la structure métallurgique superficielle du substrat est modifiée. Cette évolution structurale peut se faire par voie mécanique (galetage, grenaillage), ou thermique. Dans ce dernier cas, seul à nous intéresser, on peut rester en phase solide pour le durcissement par

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■ Revêtements L’apport peut se faire par voie humide (électrolyse, réduction chimique), au trempé (galvanisation, étamage...), par voie sèche ou gazeuse (PVD, CVD), ou encore par projection (flamme ou plasma).

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Nous ne nous intéresserons qu’aux durcissements de surface des alliages ferreux susceptibles de transformations allotropiques en phase solide (généralement, la tempe martensitique), accessoirement au cas où les évolutions structurales ont lieu après refusion locale (pièces en fonte). Nous ne ferons également qu’évoquer le cas des recuits ou revenus d’adoucissement localisés à des zones sensibles de pièces.

1.2 Panorama des procédés de traitement thermique superficiel

Figure 1 – Trempe générale instantanée d’une surface de révolution (d’après doc. Partiot)

On les distingue généralement par la nature de la source thermique mise en jeu, sachant que la nécessité d’apport rapide d’énergie thermique pour limiter la diffusion thermique et confiner les effets structuraux impose des puissances surfaciques de l’ordre du kW/ cm2.

1.2.1 Trempes après chauffage à la flamme (au chalumeau) Dans ce procédé relativement ancien [1], la surface de la pièce est portée en quelques secondes au-delà de 900oC à l’aide d’un chalumeau ou d’un jeu de brûleurs judicieusement répartis, puis trempée plus ou moins violemment selon l’épaisseur relative chauffée et la trempabilité de l’acier. Suivant le gaz combustible (acétylène, méthane, propane, etc.) et la conception du chalumeau, la puissance surfacique dispensée peut varier typiquement de 0,5 à 2 kW/cm2. La profondeur durcie peut varier entre un millimètre et la pleine section de la pièce (typiquement jusqu’à 75 mm) selon la durée d’interaction de la flamme et l’efficacité du refroidissement vis-à-vis de la trempabilité de l’acier. Les différents procédés de trempe à la flamme sont soit de type stationnaire, soit de type au défilé (« de proche en proche ») suivant le déplacement relatif de la pièce et de la flamme. La figure 1 présente un schéma de principe de la trempe à la flamme d’une pièce de révolution, tandis que la figure 2 correspond à la trempe au défilé d’une surface plane.

Figure 2 – Trempe au défilé ou de proche en proche (d’après doc. Partiot)

On peut ainsi obtenir des durcissements martensitiques sur des épaisseurs superficielles typiquement comprises entre 0,5 et 5 mm et des structures intermédiaires assurant la transition entre la dureté de la martensite et celle du substrat. La trempe par impulsions [3] (pulse hardening en anglais) est une variante de durcissement localisé après chauffage par induction utilisée pour des dents de scies, alésoirs, ou pièces de précision. Elle met en œuvre des impulsions de 1 à 100 ms en radiofréquence (typiquement 30 MHz) pour affecter des profondeurs de l’ordre du dixième de millimètre. À l’opposé, côté basses fréquences, on utilise aussi le chauffage par induction, tant pour des durcissements relativement profonds (champignon de rails miniers, cylindres de laminage à froid...), que pour des traitements en pleine section qui n’ont pas de rapport direct avec nos traitements superficiels (par exemple le frettage thermique de pièces mécaniques).

1.2.2 Trempes avec chauffage par induction en moyenne ou haute fréquence Le chauffage par induction MF peut être utilisé pour réaliser des revenus sommaires (généralement quelques minutes à des températures inférieures à 300 o C) ou des recuits (chauffage vers 900 oC / refroidissement naturel) sur des parties de pièce à défragiliser, mais l’application dominante de l’induction MF demeure le durcissement superficiel localisé [2]. La partie de pièce à traiter est soumise, en statique ou au défilé (figure 3), au champ électromagnétique d’un inducteur alimenté en courant de haute fréquence, typiquement quelques kHz (« moyenne fréquence ») à 400 kHz (« haute fréquence »). Il en résulte des courants surfaciques induits (courants de Foucault) s’opposant à la variation du flux inducteur et échauffant la pièce par effet Joule et conduction thermique. Le refroidissement accéléré contrôlant la microstructure de la zone à durcir doit intervenir avant que la température de cette dernière ne redescende en dessous de 750oC, le refroidissement naturel n’étant généralement pas suffisant pour les épaisseurs relatives traitées usuelles. On procède généralement à une trempe sous douche d’eau, celle-ci se substituant à l’inducteur (procédé statique) ou opérant juste derrière l’inducteur (procédé au défilé).

Nous ne détaillerons plus loin que les procédés de trempe avec chauffage par induction HF ou MF qui sont de loin les traitements thermiques superficiels les plus utilisés dans l’industrie.

1.2.3 Durcissements en phase solide par faisceau laser, faisceau d’électrons, ou torche plasma On peut chauffer la pièce par interaction directe de la peau avec les photons d’un faisceau laser, les électrons d’un faisceau électronique, ou le plasma d’une torche [44]. Pour réaliser des durcissements localisés par transformation allotropique, on peut alors mettre en œuvre les fortes puissances surfaciques (jusqu’à 108 W/cm2) permises par ces sources soit en balayant la surface avec un faisceau relativement focalisé, soit en déplaçant avec ou sans recouvrement de petites fenêtres irradiées (inférieures au cm2).

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■ En ce qui concerne l’utilisation d’un faisceau laser, on peut utiliser une source continue à laser gazeux CO2 , ou un laser solide NdYAG. Dans le premier cas (longueur d’onde du rayonnement : 10,6 µm), on doit enduire la surface à traiter (phosphatation, spray de graphite, peinture) pour améliorer l’absorption et donc le faible rendement de l’interaction, tandis que la plus faible longueur d’onde du laser YAG (1,06 µm) permet d’éviter le revêtement et autorise des transferts de puissance flexibles par fibre optique. L’abaque de la figure 5 permet de comparer, d’après [4], les relations entre profondeur traitée et temps d’interaction pour un laser CO2 de 1,5 kW et un laser YAG de 1,2 kW opérant sur 25 mm2 d’acier 42 CrMo 4 poli ou revêtu.

Il est néanmoins difficile de maîtriser de très fortes densités de puissance compte tenu des instabilités d’interaction et des risques de début de fusion en extrême surface aggravés par l’augmentation du coefficient d’absorption du rayonnement. À titre d’exemple [4], l’abaque de la figure 4 synthétise les relations entre temps d’interaction, puissance surfacique effective et profondeur durcie, dans le cas particulier d’une source circulaire uniforme irradiant une plaque d’acier. On constate que, pour de courtes interactions de la source conduisant à une profondeur austénitisable de 0,5 mm, le risque de fusion superficielle limite les puissances surfaciques effectives à des valeurs comparables à celles de l’induction. Après passage du faisceau, les quelques dixièmes de millimètre austénitisés refroidissent rapidement par conduction vers le cœur de pièce resté froid, conduisant généralement à une autotrempe martensitique.

Figure 4 – Relations entre temps d’interaction, puissance et profondeur (e ) austénitisable calculées (d’après [4])

Figure 5 – Abaques puissance surfacique moyenne délivrée – durée moyenne d’interaction – profondeur de durcissement sur une plaque en acier 42 Cr Mo 4 [4] Figure 3 – Schéma de principe d’une trempe statique ou au défilé

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bain liquide, la peau se resolidifie très rapidement en formant une microstructure très fine ayant généralement une bonne résistance à l’usure et à la corrosion. Les sources utilisées peuvent être soit une torche de soudage TIG ou une torche plasma pour des profondeurs refondues de l’ordre du millimètre (oscillation de faisceau focalisé), soit une source laser [7] pour des profondeurs refondues de quelques dixièmes de millimètre sur des plages très précises (déplacement de fenêtre irradiée). Dans ce dernier cas, la surface traitée sous gaz protecteur peut rester géométriquement satisfaisante et éviter l’usinage de finition. La refusion superficielle sans apport d’éléments d’alliage présente aussi de l’intérêt pour les aciers moulés (nuances hypereutectiques pour outils) ou frittés fortement alliés pour lesquels on recherche une amélioration locale des propriétés par affinement de structure, présence de constituants hors équilibre, ou réduction des porosités. Dans un domaine encore industriellement limité, on peut enfin mentionner la possibilité d’amorphisation superficielle ou glaçage (surface glazing ) de certains alliages ferreux dopés par un élément non métallique (B, P...). De telles structures ne peuvent être obtenues que lors de chauffages impulsionnels et de refroidissements extrêmement rapides sur de très faibles épaisseurs refondues. On peut obtenir ainsi des verres métalliques aux propriétés physiques et tribologiques remarquables.

Outre l’avantage de zones affectées thermiquement plus réduites, le traitement laser présente sur l’induction l’avantage d’autoriser une dureté plus forte liée à une structure plus fine. En revanche, les surfaces relativement étendues ne peuvent être traitées que par recouvrement de pistes durcies relativement étroites (typiquement, 40 mm pour une source CO2 de 25 kW et 7 mm pour 1,5 kW), ce qui cause souvent des zones adoucies par revenu présentant des contraintes résiduelles défavorables de traction. Le recouvrement d’une surface étendue par des arrangements judicieux de plages millimétriques disjointes durcies par impulsions est une voie intéressante de progrès. ■ Le durcissement par faisceau d’électrons (FE), désigné également par l’expression bombardement électronique (BE), est comparable au durcissement par laser [5] [6], mais avec un meilleur rendement d’interaction (jusqu’à 90 %). Les faisceaux d’électrons peuvent être facilement mis en forme et défléchis à haute fréquence (balayage ponctuel, linéaire, ou surfacique) par voie électromagnétique pilotée par calculateur, ce qui permet de mieux distribuer les fortes densités d’énergie. Ils peuvent mobiliser des puissances élevées (plusieurs centaines de kW), ce qui autorise le traitement de larges surfaces en un seul balayage. La nécessité d’opérer sous vide (< 0,1 Pa) peut exiger des surfaces particulièrement propres, mais, en contrepartie, la qualité des surfaces traitées permet d’éviter des opérations de finition. À noter l’incompatibilité de ce type de source avec l’injection de poudres du fait de l’électrisation et de la répulsion mutuelle de ces dernières.

1.2.5 Traitements de refusion superficielle avec apport de matière

■ Les torches à plasma à arc transféré (PTA), utilisées couramment pour des rechargements avec refusion, permettent également des durcissements superficiels de pièces en fonte ou en acier sans atteindre la fusion superficielle car il est possible de moduler la densité de puissance distribuée par la colonne plasma en jouant sur la distance frontale de la pièce [40]. La pièce à traiter est portée à un potentiel positif par rapport à la cathode de la torche : le jet de plasma est alors entièrement parcouru par le courant torche-pièce constituant ainsi une résistance de transfert faible et modulable de l’énergie électrique. La très forte densité d’énergie de la colonne plasma autorise, en fonction des paramètres courant et tension, de contrôler la profondeur traitée entre 0,5 et 10 mm.

Nous ne rappellerons que pour les situer hors thème les trois types d’amélioration des caractéristiques de surface par apports dans les lits de refusion superficielle sous torche plasma ou faisceau laser. ■ Alliage de surface par apport d’éléments métalliques soit par injection de poudre, soit par dépôt préalable (électrodéposition, peinture, poudre dans liant). On peut ainsi obtenir, avec un coût minimal d’éléments d’alliage, une peau enrichie, mieux adaptée aux conditions d’usure et de corrosion de la pièce. ■ Recouvrement (cladding ) du substrat par une nouvelle phase avec liaison métallique peu épaisse pour ne pas pas polluer par dilution la composition du revêtement. On peut procéder soit par dépôt préalable des constituants de la couche, soit par projection de poudre (directement dans le bain liquide ou en avant du spot laser ou plasma). Cette poudre peut être un alliage (comme les stellites qui sont des alliages de cobalt à 30 % Cr, 10 % W, 0,1 à 3 % C utilisés pour les têtes de soupapes) ou un mélange de carbures (chrome, molybdène...).

Le dessin de la torche a une influence primordiale sur sa durée de vie. En utilisation continue, la puissance des torches actuellement commercialisées dépasse 100 kW (300 A-35 V), avec une durée de vie de cathode d’environ 8 h entre chaque remise en forme. On peut également utiliser, pour les chauffages relativement plus profonds et grossiers, des torches plasma à arc soufflé où le jet de plasma sortant de la tuyère lèche directement la pièce, mais le réglage de la distance frontale est alors plus critique.

On peut ainsi améliorer considérablement la tenue à l’usure, favoriser des comportements tribologiques (additions variées de vanadium, tungstène, ou titane...), ou encore améliorer la tenue à la corrosion (revêtement de composition inoxydable).

Le faible coût des torches PTA et les larges facilités d’automatisation et de robotisation de leur déplacement devraient bien situer ces installations pour des moyennes séries de pièces exigeant moins de précision de traitement que celles intéressées par le laser ou le faisceau d’électrons.

■ Dispersion dans la couche superficielle refondue de particules (40 à 200 µm) dures et réfractaires : TiC, WC, SiC, Al2O3 , ZrO2 , borures... Ces enrichissements ou rechargements ne constituant pas des procédés purement thermiques, ne seront pas détaillés dans la suite de cet article.

1.2.4 Traitements de refusion superficielle sans apport de matière Ce type de traitement intéresse surtout les pièces mécaniques en fonte, tels les arbres à cames, pour lesquelles on recherche une amélioration de la tenue à l’usure-frottement et à l’écaillage en transformant après refusion superficielle la fonte grise perlitique en fonte blanche plus dure (typiquement 700 HV au lieu de 220 HV). La refusion superficielle peut être réalisée par déplacement relatif d’une fenêtre irradiée ou par oscillation axiale du faisceau énergétique focalisé sur la pièce en rotation : les vitesses d’oscillation et de rotation sont adaptées aux profondeurs à fondre ainsi qu’aux nécessaires recouvrements des cordons fondus. Après passage du

1.3 Poids industriel relatif des procédés envisagés Il existe bien entendu des critères technico-économiques de base pour orienter une application vers tel ou tel procédé. On trouvera, à titre d’exemple, dans le tableau 1, une base de choix sommaire proposée par le CETIM [8] et complétée par Renault. (0)

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TRAITEMENTS THERMIQUES SUPERFICIELS DES ACIERS _______________________________________________________________________________________

Tableau 1 – Exemples de choix d’un procédé de traitement thermique superficiel Procédés Critère

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Chalumeau

Induction

Impulsions

Laser

Bombardement électronique

Plasma

Taille des séries

Petites séries de grosses pièces

Importante à très importante

Moyenne à grande

Très importante

Très importante

Moyenne à grande

Épaisseur de traitement

> 1 mm

> 0,5 mm

≈ 0,01 mm

0,01 à 0,3 mm

0,01 à 0,3 mm

De 0,1 mm à plusieurs mm

Taille des pièces

Particulièrement adapté aux grosses pièces

Quelques mm à plusieurs m

Pièces pointues, à bords tranchants, de petites dimensions

Pas de limitation

Pièces petites à moyennes

Pièces généralement de petites dimensions

Investissement

Relativement faible

Générateur : 0,5 MF/100 kW Installation : 3 à 10 fois plus

Élevé

Très élevé : se chiffre en MF

Très élevé

Moyen à élevé suivant la technologie de la torche

Nous allons citer quelques-unes des applications industrielles importantes de ces différents procédés pour en situer l’importance relative.

■ Depuis 1980, on note surtout l’essor de l’onduleur à transistors qui couvre aujourd’hui pratiquement toute la gamme utile des fréquences et des puissances avec des rendements supérieurs à 90 % à puissance nominale. On assiste parallèlement au contrôle systématique des paramètres de process et à l’émergence d’applications plus pointues concurrençant la cémentation. Globalement, il y aurait actuellement en France plus d’un millier d’équipements de durcissement superficiel par induction (puissance installée 250 MW-75 % en moyenne fréquence). À titre d’exemple, dans le secteur automobile, le durcissement par induction concerne une cinquantaine de pièces par véhicule parmi lesquelles on peut citer : — pour les moteurs : tourillons, manetons et portée de joint de vilebrequins en fonte ou acier ; cames et portées de joint d’arbres à cames en fonte ou acier ; queues de soupapes ; axes de culbuteurs et de pistons ; couronnes de démarreur ; poussoirs... ; — pour les transmissions : axes de fourchettes et fourchettes ; joints de transmission ; arbres-relais, arbres-tulipes ; certains pignons... ; — pour les liaisons-sol : fusées, moyeux, rotules, barres de torsion, crémaillères de direction... Les parcs machines des traitements par induction des constructeurs automobiles représentent globalement une puissance installée comparable à celle des traitements thermochimiques (10 MW chez Renault), avec certains générateurs de plus de 300 kW, et des cadences journalières de traitement d’une seule installation pouvant se chiffrer en milliers de pièces.

1.3.1 Régression de la trempe avec chauffage à la flamme Elle est encore utilisée pour les durcissements de pièces de grandes dimensions (bâtis de machines-outils, glissières, outils d’emboutissage, cylindres de laminoirs, gros engrenages, etc.) ou pour reprendre sommairement le durcissement de pièces d’usure rapide et aléatoire tels les outils d’engins de travaux publics. On peut trouver des équipements automatisés permettant de traiter, des ronds allant jusqu’à 1,5 m de diamètre ou encore des plaques réchauffées sur 1,5 m de large en monopasse. Compte tenu des risques de décarburation superficielle et de brûlure par surchauffe, ce procédé a été remplacé par la trempe par induction pour les pièces pas trop grosses. La plupart des considérations thermiques et métallurgiques que nous développerons à propos de la trempe superficielle après chauffage par induction sont transposables à la trempe après chauffage à la flamme.

1.3.2 Essor de la trempe superficielle avec chauffage par induction On peut ainsi schématiser les trois étapes de l’essor du procédé, industrialisé pour la première fois en 1936 par la société TOCCO aux États-Unis.

Deux exemples pour se faire une idée des investissements. — Le coût d’un générateur de 100 kW est, en 1995, de l’ordre de 500 kF, mais celui de toute l’installation qu’il alimente peut être de 3 à 10 fois supérieur, suivant le degré d’automatisation et de précision des transferts, présentations et contrôles de pièces. C’est ainsi qu’une installation complète de traitement de vilebrequins d’automobile en fonte à la cadence de 100 pièces/h peut avoisiner 10 MF. — À titre d’autre exemple, l’installation de traitement des bolsfusées (axes de roue) de l’usine Renault du Mans permet sur deux machines à plateau tournant de six postes de réaliser le durcissement superficiel de 500 pièces par heure avec 190 kW-8 kHz, pour un coût total de 5 MF. Un même inducteur, avec différents concentreurs de champ magnétique, autorise le durcissement des cannelures de la fusée sur 2 mm de profondeur, le congé de raccordement sur 1 mm, et le plateau de base sur 3 mm. Grâce à deux autres postes en parallèle, on réalise les revenus en ligne avec une température maximale de surface de 300 oC.

■ Jusque vers 1960, n’ont été traitées que des pièces au profil simple – du type arbre lisse sans épaulement – autorisant des chauffages en statique ou au défilé avec des géométries simples d’inducteur. En MF, on ne disposait encore que de groupes tournants encombrants et bruyants, à fréquence fixe. En HF, on utilisait des générateurs à triodes issus des techniques de télécommunication, avec des rendements inférieurs à 70 %. La clientèle se dessine alors : grands constructeurs mécaniciens intégrés (automobile/poids lourd, machinisme agricole, matériel de travaux publics, machine-outil), sous-traitants de la mécanique, traitements thermiques à façon... ■ De 1960 à 1980, on assiste à la fiabilisation des systèmes, à une automatisation poussée des machines de présentation gagnées à la commande numérique et à l’élargissement de l’éventail d’applications. Cette période connaît l’avènement de l’onduleur à thyristor en MF, et du générateur apériodique en HF, d’où des générateurs compacts, aux rendements nettement améliorés.

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Traitements superficiels par faisceaux à haute densité d’énergie par

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Dimitris PANTELIS Ingénieur de l’École Polytechnique d’Athènes Docteur Ingénieur de l’École Centrale de Paris Responsable de l’Équipe Laser du Laboratoire Matériaux de l’École Centrale de Paris

1. 1.1

1.2

1.3

Lasers de puissance ................................................................................ Généralités ................................................................................................... 1.1.1 Principe de fonctionnement............................................................... 1.1.2 Caractéristiques des faisceaux .......................................................... 1.1.3 Types de laser utilisés pour les traitements superficiels................. Interaction faisceau laser-matière .............................................................. 1.2.1 Interaction thermique......................................................................... 1.2.2 Interaction photoélectronique ........................................................... 1.2.3 Interaction mécanique........................................................................ Traitement et utilisation du faisceau laser................................................. 1.3.1 Systèmes optiques ............................................................................. 1.3.2 Moyens d’apport superficiel de matière........................................... 1.3.3 Atmosphères de traitement ...............................................................

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2. 2.1 2.2 2.3

Faisceau d’électrons ............................................................................... Production des faisceaux d’électrons ........................................................ Interaction faisceau d’électrons-matière ................................................... Utilisation des faisceaux d’électrons .........................................................

— — — —

9 9 9 9

3. 3.1 3.2

Effets thermiques, métallurgiques et mécaniques ........................ Effets thermiques......................................................................................... Effets métallurgiques et mécaniques.........................................................

— — —

10 10 11

4. 4.1

Applications .............................................................................................. Traitements superficiels en phase solide .................................................. 4.1.1 Sans apport de matière...................................................................... 4.1.2 Avec apport de matière ...................................................................... Traitements superficiels en phase liquide ................................................. 4.2.1 Généralités .......................................................................................... 4.2.2 Refusion simple (surface melting ).................................................... 4.2.3 Refusion avec apport de matière (surface cladding and alloying ) 4.2.4 Amorphisation ou glaçage (surface glazing ) ................................... Traitements superficiels en phase vapeur ................................................. 4.3.1 Laser Chemical Vapor Deposition LCVD ........................................... 4.3.2 Durcissement par choc laser (laser shock hardening ) ....................

— — — — — — — — — — — —

11 11 12 14 14 14 15 17 18 18 18 20

Comparaisons et conclusions .............................................................. Comparaison des différents types de lasers ............................................. Comparaison des procédés par laser et par faisceau d’électrons........... Applications industrielles des traitements superficiels par laser ............

— — — —

20 20 20 21

4.2

4.3

5. 5.1 5.2 5.3

Pour en savoir plus...........................................................................................

Doc. M 1 240

ans l’évolution des matériaux modernes, les multimatériaux tiennent une place privilégiée car ils permettent de concilier des propriétés incompatibles dans un matériau unique. Ils sont aussi maintes fois la source de substantielles économies. Or, c’est fréquemment par les traitements localisés ou superficiels que l’on peut réaliser des multimatériaux performants.

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TRAITEMENTS SUPERFICIELS PAR FAISCEAUX À HAUTE DENSITÉ D’ÉNERGIE ______________________________________________________________________

Dans l’ensemble des traitements thermiques des aciers, la part des traitements thermiques superficiels ne cesse d’augmenter au fil des années par rapport à celle des traitements dans la masse (40 % prévu en 2000 contre 10 % estimé en 1975). Les densités de puissance (ou intensités laser) disponibles par les sources utilisées pour les traitements superficiels des matériaux sont les suivantes :

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Chalumeau : ..................................................................... 1,5 × 10 3 W/cm 2 Induction : ......................................................................... 2,5 × 10 4 W/cm 2 Fusion à l’arc : ......................................................... 5 × 10 4 à 10 6 W/cm 2 Plasma : ................................................................... 5 × 10 4 à 10 8 W/cm 2 Faisceau laser et faisceau d’électrons : ....................... 10 8 à 10 10 W/cm 2 Parmi les techniques utilisées pour les traitements thermiques superficiels, la plus récente met en œuvre des faisceaux à haute densité d’énergie FHDE (faisceaux laser et faisceau d’électrons). Les possibilités d’utilisation de ces sources foisonnent car leur utilisation réduit les risques de déformations et permet une bonne productivité et une grande flexibilité, notamment pour le laser, où la conduite du faisceau par des systèmes optiques appropriés rend possible le traitement de zones difficilement accessibles par d’autres procédés. La brièveté des cycles thermiques, grâce à l’extrême puissance mise en jeu, permet l’obtention de structures originales et nouvelles, difficiles ou impossibles à obtenir par d’autres moyens. Cependant, si beaucoup de travaux de recherche sont entrepris, les applications industrielles sont plus rares (§ 5.3).

1. Lasers de puissance

■ Si l’on considère un atome pourvu des états quantifiés 1 et 2 qui correspondent respectivement aux niveaux d’énergie E 1 et E 2 (E1 < E 2) et si l’on suppose qu’il reçoit l’énergie d’un rayonnement qui interagit avec lui, alors l’énergie de l’atome passe de E1 au niveau plus élevé E 2 . Ce processus s’appelle l’absorption ; il est réversible et s’accompagne alors d’émission de lumière.

Nota : pour plus de renseignements, le lecteur se reportera, dans le traité Sciences fondamentales, à l’article Laser de puissance. Traitement et utilisation [A 1 095].

■ On sait que, seul, l’état fondamental est le plus stable. Cela signifie qu’après un certain temps, l’atome excité finit par retomber spontanément à l’état fondamental. Il restitue alors l’énergie E 2 – E1 sous forme d’un photon de fréquence ν telle que h ν = E 2 – E1 . Ce phénomène s’appelle l’émission spontanée.

1.1 Généralités 1.1.1 Principe de fonctionnement Le mot LASER a été formé par les initiales de Light Amplification by Stimulated Emission of Radiation, c’est-à-dire Amplification de la Lumière par Émission Stimulée du Rayonnement. Le laser est essentiellement constitué de trois éléments principaux : — un milieu actif ou milieu amplificateur ; — une source de pompage ; — un résonateur optique ou cavité optique. La figure 1 représente le schéma général d’un laser. 1.1.1.1 Milieu actif Atomes et lumière peuvent interagir mutuellement. Quand un atome est exposé à une radiation électromagnétique, sa distribution de charge électrique est affectée périodiquement par l’énergie des photons de la radiation. Par conséquent, un transfert d’énergie a lieu entre les photons et l’atome. Trois processus d’interaction peuvent être envisagés.

Figure 1 – Schéma des éléments essentiels d’un laser

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TRAITEMENTS SUPERFICIELS PAR FAISCEAUX À HAUTE DENSITÉ D’ÉNERGIE

En ce qui concerne le laser à CO2 (§ 1.1.3.1), pour les faibles puissances, le mode obtenu est en général le TEM00 qui est une répartition gaussienne de l’énergie. Lorsque la puissance augmente, les répartitions énergétiques sont plus complexes et peuvent présenter des modifications dans le temps.

■ De plus, si l’atome excité est frappé par un photon provenant de l’extérieur et ayant exactement la même énergie que celle du photon due à l’émission de E 2 et E1 , il émet un second photon. Le photon émis et le photon incident ont exactement les mêmes caractéristiques (direction, fréquence, phase, polarisation). Ce processus s’appelle émission induite ou stimulée. On réussit l’émission laser grâce à l’émission stimulée. Le constituant sur lequel on peut réussir l’émission laser est appelé milieu actif du laser, et il peut être à l’état solide, liquide ou gazeux.

1.1.2.4 Densité de puissance. Modes de fonctionnement des lasers L’intensité du faisceau laser peut être très grande car la puissance délivrée est focalisée sur une très petite surface. Le laser peut fonctionner en continu ou en impulsionnel. Pour le mode impulsionnel, l’énergie est délivrée par une seule ou par une série d’impulsions répétitives. Étant donné que la durée d’une impulsion peut être très courte (10–9 s), la puissance crête est très grande (1 MW) même si l’énergie totale délivrée est très faible (10–3 J).

1.1.1.2 Source de pompage Selon la théorie des états d’énergie, l’inversion de population, qui est indispensable pour obtenir l’émission laser, exige l’excitation des atomes au niveau d’énergie supérieur. Elle peut être obtenue par l’intermédiaire d’une source extérieure d’énergie : c’est le pompage. Il y a actuellement de nombreuses méthodes de pompage (optique, électronique, thermique, chimique, par particules lourdes, par rayonnement ionisant).

1.1.3 Types de laser utilisés pour les traitements superficiels

1.1.1.3 Résonateur optique On donne dans ce paragraphe les caractéristiques principales des lasers les plus utilisés dans l’industrie qui sont par ailleurs (0) résumées dans le tableau 1.

L’amplification de la lumière peut être obtenue non seulement grâce à la puissance de la source d’excitation extérieure, mais aussi en augmentant la longueur du milieu actif. Le milieu actif ayant évidemment une longueur limitée, il faut trouver un procédé qui permette d’exploiter plusieurs traversées du rayonnement stimulé à travers ce milieu amplificateur. Cela se produit en utilisant une cavité résonnante constituée de deux miroirs (figure 1), dont l’un semi-réfléchissant laisse échapper une partie de l’émission laser tout en renvoyant l’autre partie dans le milieu dont les atomes excités produisent de nouveau l’émission stimulée. Cette cavité s’appelle résonateur optique, puisque l’on travaille principalement dans le domaine des fréquences des rayonnements infrarouge, visible ou ultra-violet.

Tableau 1 – Caractéristiques des principaux lasers de puissance Lasers Caractéristique

1.1.2 Caractéristiques des faisceaux

CO2

YAG-Nd3+

Excimères

longueur d’onde ...... (µm)

10,6 IR lointain

1,06 proche IR

0,193 0,351 proche UV

milieu actif ........

gaz : CO2

solide : Nd-YAG gaz : dimères

continu mode ................. (impulsionnel)

1.1.2.1 Cohérence

puissance moyenne.... (W)

Il s’agit de la caractéristique la plus importante du faisceau laser, qui est elle-même la résultante des autres caractéristiques.

IR : infra-rouge

Le rayonnement est dit cohérent dans le temps et dans l’espace, si l’on peut calculer la phase de l’onde et son amplitude, à chaque moment et à chaque endroit à partir des valeurs connues auparavant.

100 à 25 000

impulsionnel (continu)

Impulsionnel

10 à 1 200

30 à 750

UV : ultra-violet

1.1.3.1 Laser à CO2 Les longueurs d’onde d’émission des lasers à CO2 sont 10,6 µm (et éventuellement 9,6 µm), c’est-à-dire l’infrarouge lointain. Le laser à CO2 peut fournir un faisceau laser d’une puissance de quelques watts jusqu’à 25 kW et même plus. C’est le laser le plus utilisé dans l’industrie. De plus, le laser à CO2 a un rendement énergétique plus élevé que celui des autres lasers (15 % en plus), ce qui présente aussi un avantage économique. Le milieu actif d’un laser à CO2 est un mélange de CO2 (6 % en volume), de N2 (12 % en volume) et de He (82 % en volume). Néanmoins, le rendement de ce type de laser peut être optimisé en choisissant convenablement la composition du mélange gazeux. Comme dans la plupart des lasers à gaz, l’excitation se fait par une décharge électrique. Cette décharge excite les molécules de N2 qui vont transférer leur énergie aux atomes de CO2 (figure 2). Ce type de laser peut aussi fonctionner en mode impulsionnel [impulsions par hachage du faisceau ou impulsions créées par décharge (mode superpulsé)], en délivrant la puissance disponible avec une fréquence de l’ordre de 1 kHz.

On distingue la cohérence temporelle et la cohérence spatiale. 1.1.2.2 Divergence Les sources lumineuses conventionnelles émettent dans toutes les directions. Par conséquent, l’intensité décroît avec la racine carrée de la distance. Dans le cas des lasers, à cause des propriétés du résonateur, il y a émission de la lumière uniquement très près et parallèlement à l’axe optique de la cavité. 1.1.2.3 Distribution énergétique dans l’espace. Mode de champ La répartition de l’énergie dans la section d’un faisceau laser détermine sa distribution d’énergie. La forme de la distribution de l’énergie est déterminée par la configuration du résonateur (forme des miroirs, diamètre du tube, ouverture, etc.). Différentes formes sont possibles sous le nom Mode Transversal Électromagnétique ou TEMxy (Transverse Electromagnetic Mode ). Les indices x et y entiers positifs dénombrent les zones d’intensité le long des deux axes x et y perpendiculaires à la direction de projection z (ou z axe du faisceau). Ces indices transversaux représentent les modes transversaux du laser.

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TRAITEMENTS SUPERFICIELS PAR FAISCEAUX À HAUTE DENSITÉ D’ÉNERGIE ______________________________________________________________________

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1.1.3.2 Laser YAG-Nd 3+

1.1.3.3 Lasers à excimères

La longueur d’onde d’émission des lasers YAG-Nd 3+ est 1,06 µm c’est-à-dire que ce laser émet dans l’infrarouge proche. Le néodyme Nd est un lanthanide trivalent. L’ion Nd 3+ est utilisé comme dopant dans un cristal dont le plus connu est un grenat d’yttrium et d’aluminium (Y3 Al5 O 12), en abrégé YAG (Yttrium Aluminium Garnet). La concentration atomique de Nd est généralement comprise entre 0,6 et 1,2 %. Le rendement énergétique de ce laser, qui peut atteindre 3 %, est le plus élevé des lasers à solides. Le diagramme approprié des niveaux d’énergie est présenté sur la figure 3. Les lasers YAG-Nd 3+ peuvent fonctionner en mode continu et en mode impulsionnel (relaxé ou déclenché). En fonctionnement continu, les lasers YAG-Nd 3+ délivrent des puissances comprises entre 1 et 20 W en mode fondamental TEM00 et 10 à 1 200 W lorsque plusieurs modes transversaux sont présents. En fonctionnement impulsionnel, les lasers YAG-Nd 3+ délivrent : — en régime déclenché (Q-switched ou giant pulse ), des impulsions d’une puissance crête très élevée (de l’ordre du GW) et dont la durée est de 15 à 700 ns ; — en régime relaxé (non-Q-switched ou long pulse ou pulsed laser ), des impulsions de quelques joules à une fréquence variant de 1 à 200 Hz avec des durées comprises entre 0,1 à 20 ms, soit une puissance moyenne de 400 W.

Des lasers à vocation purement scientifique, les lasers à excimères, entrent aujourd’hui dans le domaine des applications industrielles. Le mot excimères est une contraction des mots anglo-saxons excited dimer qui s’explique par l’utilisation dans la cavité résonnante du laser, d’un mélange d’un gaz rare et d’un halogène, excité électroniquement. De telles molécules, qui dans leur état fondamental électronique ne sont pas liées ou sont faiblement liées, vont réagir ensemble lors d’une décharge UV haute tension préionisée et pulsée. La cinétique de la réaction est complexe (figure 4). La durée de vie de la molécule excitée AB* n’est pas plus longue que 10 ns. Après relaxation, les molécules excimères se dissocient immédiatement. Les longueurs d’onde d’émissions dans l’UV, qui sont déterminées en fonction de la composition du mélange gazeux, sont : XeCl : 308 nm

XeF : 351 nm

KrF : 248 nm

ArF : 193 nm

Les lasers à excimères fonctionnent uniquement en mode impulsionnel. L’évolution de la puissance moyenne au cours des dernières années est très rapide. Les caractéristiques principales d’une source commerciale de ce type de laser sont les suivantes : — énergie par impulsion : 0,1 à 4 J ; — puissance moyenne : 30 à 750 W ; — fréquence d’impulsions : 20 à 500 Hz ; — durée d’impulsion : 10 à 50 ns.

1.2 Interaction faisceau laser-matière 1.2.1 Interaction thermique Dans le cas de l’utilisation de lasers émettant dans l’IR (lasers à CO2 et YAG-Nd3+) et dans des gammes de puissances modérées (< 104 W/cm2), les effets induits par l’interaction sont essentiellement thermiques.

Figure 2 – Premiers niveaux vibrationnels d’énergie de CO2 et N2 et durée de vie des transitions (d’après A. Orsfag et G. Hepner)

Figure 3 – Niveaux de transition d’énergie de Nd dans le YAG (d’après A.E. Siegman)

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Figure 4 – Schéma des énergies potentielles d’une molécule excimère (d’après A. Orsfag et G. Hepner)

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TRAITEMENTS SUPERFICIELS PAR FAISCEAUX À HAUTE DENSITÉ D’ÉNERGIE

■ Vitesse de balayage du faisceau : différents auteurs ont montré qu’il y a une relation entre les valeurs du coefficient d’absorption et la vitesse de balayage du faisceau (figure 8). La température atteinte varie en sens inverse de la vitesse de balayage.

L’absorption joue un rôle très important dans le traitement de surface par laser, car elle détermine, pour une puissance donnée du faisceau, le flux de chaleur absorbé par la pièce traitée. L’absorption est fonction des paramètres qui sont liés (figure 5) : — au faisceau laser ; — à l’environnement ; — au matériau.

1.2.1.2 Paramètres liés à l’environnement Selon les applications, le milieu environnant peut être le vide, un gaz spécifique (par exemple, gaz de protection, § 1.3.3) ou de l’air, de la vapeur d’eau ou de la vapeur du métal, un liquide tel que l’eau ou le métal fondu, ou encore un solide, en particulier un dépôt ou un film protecteur ou absorbant. Ce milieu peut intervenir par sa température, sa pression, son activité chimique, sa nature optique, sa nature ionique.

1.2.1.1 Paramètres liés au faisceau laser Ce sont : — les facteurs énergétiques avec la répartition énergétique, la dimension du spot et l’intensité du faisceau ; — la longueur d’onde ; — l’angle d’incidence ; — la vitesse de balayage du faisceau.

1.2.1.3 Paramètres liés au matériau ■ État de surface (rugosité) : l’absorption dépend de l’état de surface, notamment de la rugosité et de la présence des impuretés (créées généralement par les phénomènes d’oxydation). À titre d’exemple, dans le tableau 2 sont présentées les valeurs de coefficient d’absorption en fonction de quelques préparations de surface utilisées pour les traitements superficiels.

■ Facteurs énergétiques : au-dessous d’une intensité critique, spécifique du matériau et de l’atmosphère, le coefficient d’absorption par des surfaces métalliques polies se situe entre 2 et 20 % (absorption normale au faisceau). Par exemple, dans le cas d’un acier de construction, la valeur du coefficient à 1 900 K est de 14 % environ dans l’air. Dans des gaz tels que l’azote ou l’argon, la densité de puissance critique nécessaire à la création d’un plasma (vapeur du matériau + gaz ionisé) se situe vers 109 W/cm2. Tant que ce plasma est en contact avec la surface, on observe un coefficient d’absorption de près de 100 % (absorption anormale). Si la densité de puissance est plus élevée, on constate un décollement du nuage de plasma et l’absorption diminue à nouveau. ■ Longueur d’onde du faisceau laser : l’absorption de l’énergie d’une onde électromagnétique par un métal est fonction de sa longueur d’onde. La figure 6 représente l’évolution de l’absorption pour un métal (cuivre) et pour un matériau isolant (saphir). L’énergie du faisceau laser à CO2 est mal absorbée par les métaux, mais elle est par contre bien absorbée par les céramiques (ou le saphir, figure 6). Pour la plupart des matériaux métalliques, l’absorption est très grande pour les longueurs d’onde de lasers à excimères, à savoir de l’ordre de 80 % au lieu de 5 % dans le domaine de l’IR. ■ Angle d’incidence : l’absorption de l’énergie du faisceau laser par une surface métallique polie varie suivant l’angle d’incidence du faisceau (figure 7). Pour un certain angle (angle de Brewster), l’absorption du rayonnement dans la direction parallèle au plan d’incidence R p est maximale et celle dans la direction perpendiculaire au plan d’incidence R s est nulle (effet Brewster). Dans les traitements superficiels par laser, il faut tenir compte de cet effet.

Figure 6 – Coefficient d’absorption en fonction de la longueur d’onde des faisceaux lasers (d’après R. Dekumbis)

Figure 7 – Coefficient d’absorption en fonction de l’angle d’incidence du faisceau laser pour une surface métallique polie (d’après R. Dekumbis) Figure 5 – Schéma de l’interaction thermique faisceau laser-matière (d’après J.P. et C. Girardeau-Montaut)

(0)

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RECHERCHE

Contraintes résiduelles après traitement superficiel par induction

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par Alexandre FLEURENTIN Expert judiciaire près la cour d’appel de Paris. METALLO CORNER, Paris, France Note de l’éditeur : Cet article en partie publié en 2011 dans la revue Traitements et matériaux (n 413) est reproduit ici avec l’aimable autorisation de Pyc Éditions.

A

u même titre que les traitements thermochimiques, le chauffage superficiel par induction suivi d’une trempe permet de générer un champ de contraintes résiduelles de compression qui permettra entre autre d’améliorer la tenue en fatigue du produit traité. S’intéresser aux contraintes résiduelles en chauffage superficiel c’est aussi avoir une meilleure compréhension des phénomènes de tapure ainsi que des indications associées aux déformations occasionnées par le traitement thermique. En s’appuyant sur plusieurs études scientifiques, l’objectif de cet article est de comprendre les mécanismes mis en jeu lors de la genèse des contraintes résiduelles pendant la trempe martensitique qui suit un chauffage superficiel par induction. Après quelques rappels liés au chauffage par induction qui permettront de décrire le protocole expérimental qui a permis d’aboutir aux résultats qui vont vous être présentés, la seconde section sera dédiée à la compréhension de la genèse des contraintes résiduelles dans le cas qui nous concerne. Elle permettra de revenir sur différents concepts propres aux contraintes résiduelles : la trempabilité mécanique et l’approche thermo-cinétique associée aux gradients thermiques et gradients de transformation à l’origine de la genèse des contraintes résiduelles en induction. Nous aborderons ensuite l’impact du pourcentage de carbone au niveau des résultats de diffraction des rayons X lors de l’estimation des contraintes résiduelles par la méthode du Y2.

Points clés Domaine : Chauffage superficiel par induction Degré de diffusion de la technologie : Maturité

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Technologies impliquées : Chauffage superficiel par induction Domaines d’application : Automobile Contact : [email protected] / http://www.metallocorner.fr

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RECHERCHE

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1. Rappels sur le chauffage par induction et protocole expérimental

Courant induit Lignes de champs

1.1 Principe du chauffage par induction Le principe du chauffage par induction repose sur le fait qu’un matériau conducteur parcouru par un courant électrique (exemple un solénoïde) est le siège d’un champ magnétique. Si on arrive à faire varier ce champ magnétique (en travaillant par exemple en courant alternatif) et que celui-ci balaye un second matériau conducteur de courant dans une boucle fermée, il sera possible de mesurer une différence de potentiel aux bornes de celui-ci. Le courant ainsi créé est appelé « courant induit ou courant de Foucault » (cf. figure 1). Le courant ainsi créé s’oppose toujours à celui qui lui a donné naissance.

Charge

Inducteur

Le solénoïde (appelé également « inducteur ») et le corps à chauffer sont assimilables dans le principe à un transformateur où l’inducteur joue le rôle du primaire et la pièce à chauffer (la charge) du secondaire.

Figure 1 – Principe [1]

L’interaction entre le champ magnétique et le courant induit entraîne une distribution exponentielle du courant et de la puissance dans la charge (cf. figure 2). La profondeur de pénétration du courant p est en partie fonction de la fréquence du circuit inductif, on appelle ce phénomène l’« effet de peau ».

P,I

Il s’ensuit un échauffement de la charge parcourue par le courant induit par effet joule, dans la zone parcourue par les courants induits, l’objectif étant d’atteindre la température d’austénitisation dans les zones que l’on souhaite durcir par transformation martensitique. Le chauffage par induction met en jeu trois phénomènes physiques successifs : — le transfert d’énergie de l’inducteur au corps à chauffer par voie électromagnétique ; — la transformation en chaleur dans le corps de l’énergie électrique par effet joule ; — la transmission de la chaleur par conduction thermique dans la masse.

Pa,Ia

Densité de puissance Densité de courant

0,37 Ia p

1.2 Avantages du chauffage superficiel par induction

0,13 Pa x

Quelle que soit la nature des applications industrielles, le chauffage par induction présente un certain nombre d’avantages intrinsèques qui explique son développement au sein de nos ateliers de production : — la rapidité de chauffage liée à la possibilité d’obtenir des densités de puissance très élevées ; — la localisation précise de l’effet thermique grâce à une conception d’inducteur et une fréquence de fonctionnement adaptée à la pièce à chauffer ; — la possibilité de chauffer à des températures très élevées avec un rendement pratiquement indépendant de la température ; — un procédé répondant parfaitement aux exigences industrielles de la moyenne et grande série :  facilité d’automatisation des équipements,  absence d’inertie thermique (démarrage rapide),  reproductibilité des opérations effectuées ; — un rendement de chauffage souvent très élevé (principalement pour les aciers ferromagnétiques) ; — une absence de pollution par source de chaleur (source froide) ; — de bonnes conditions de travail, tout en restant vigilant face aux règles de radioprotection.

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Courant inducteur

Surface

p

Cœur

Figure 2 – Répartition de la densité de puissance et de courant [1]

1.3 Description des essais Au moyen d’un inducteur monospire, nous avions chauffé jusqu’à environ 1 050  C, par induction au défilé, des éprouvettes cylindriques (cf. figure 3) [2]. Ces essais ont été réalisés en partenariat avec l’entreprise EFD qui dispose d’une plate-forme d’essais à Grenoble. La trempe à l’eau, dont la température était comprise entre 20 et 24  C, a été obtenue par aspersion d’un liquide à l’aide d’une douche primaire et secondaire, compte tenu des vitesses de défilé élevées (cf. figure 4) [2]. Notre choix s’était porté sur 6 + 3 nuances d’aciers de construction, parmi les plus utilisés en induction. Les éprouvettes avaient toutes été chauffées et refroidies de la même façon, sans apporter de modification à aucun paramètre (puissance et temps de chauffe, fréquence, système de refroidissement…). Par conséquent, les cycles thermiques étaient quasiment identiques entre les différents aciers sélectionnés.

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Traitements thermiques superficiels et thermochimiques (Réf. Internet 42501)

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1– Traitements supericiels 2– Traitements thermochimiques

Réf. Internet

Traitements thermochimiques supericiels. Présentation et classiication

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39

Théorie des traitements thermochimiques. Cémentation. Carburation

M1222

41

Formation et durcissement de la couche de difusion en nitruration et nitrocarburation. Systèmes fer-chrome-azote et fer-chrome-azote-carbone

M1223

47

Théories des traitements thermochimiques - Nitruration - Nitrocarburation - Systèmes binaires et ternaires fer-azote et fer-azote-carbone. Couche de combinaison

M1224

57

Cémentation par le carbone et carbonitruration. Procédés

M1225

63

Cémentation par le carbone et carbonitruration. Mise en oeuvre des traitements

M1226

69

Nitruration et nitrocarburation. Matériaux mis en oeuvre et propriétés d'emploi

M1228

75

Nitruration et nitrocarburation. Procédés et pratiques industrielles

M1227

81

Carbonitrurations profondes surenrichies à l'azote

RE280

91

Traitement de vieillissement après carbonitrurations profondes surenrichies à l’azote

RE287

93

page

3– Traitements de surface mécaniques

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Traitements thermochimiques superficiels Pre´sentation et classification par

Claude LEROUX

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Inge´nieur du Conservatoire National des Arts et Me´tiers (CNAM) Consultant – Ancien directeur de la Ste´ Bodycote Pre´sident d’honneur de l’A3TS (Association de traitement thermique et traitement de surface)

1.

Classification ...................................................................................

2.

Modes de renforcement associe´s aux traitements thermochimiques ............................................................................ Durcissement des alliages me´talliques en traitements thermochimiques ............................................................................... 2.1.1 Conversion chimique de la re´gion superficielle de l’alliage .. 2.1.2 Durcissement par trempe a` partir de l’e´tat auste´nitique ....... 2.1.3 Durcissement par pre´cipitation de compose´s ........................

2.1

M 1 221 – 2 —

2

— — — —

2 4 4 4

3.

Obtention des contraintes re´siduelles – Importance...............

—

5

4.

Justification des traitements thermochimiques ......................

—

6

Pour en savoir plus..................................................................................

Doc. M 1 221

es traitements superficiels concernent une vaste famille de proce´de´s dont l’objectif est d’augmenter les performances me´caniques des pie`ces traite´es. Les traitements thermochimiques de diffusion ou ce´mentation, principalement par le carbone et l’azote (carburation appele´e couramment « ce´mentation », « carbonitruration », « nitruration », « nitrocarburation »), sont, avec le durcissement par trempe superficielle, les plus utilise´s pour le renforcement des pie`ces me´caniques en alliages fer-carbone (aciers et fontes). Les traitements thermochimiques concernent cependant toutes les familles de proce´de´s qui conduisent a` une transformation chimique par diffusion de la zone superficielle des pie`ces traite´es, la masse est modifie´e, mais les dimensions sont inchange´es. Ils se distinguent des proce´de´s :

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– CVD (de´poˆt chimique en phase vapeur) ; – PVD (de´poˆt physique en phase vapeur) ; – PACVD (de´poˆt chimique en phase vapeur assiste´e plasma CVD). Ceux-ci sont du type de´poˆt par condensation d’un compose´ de´fini, sans modification de la nature chimique de la surface du substrat (a` l’exception de la zone nanome´trique d’adhe´rence).

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ｒ￩ｦ￩ｲ･ｮ｣･＠ｉｮｴ･ｲｮ･ｴ ｍＱＲＲＱ TRAITEMENTS THERMOCHIMIQUES SUPERFICIELS –––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––

1. Classification Pour chaque traitement il faudra conside´rer le milieu actif, ou milieu de diffusion, utilise´ (tableau 1 et figure 3). Les traitements thermochimiques sont des ope´rations mettant en œuvre des re´actions chimiques en relation avec la tempe´rature et conduisant a` des me´canismes de re´action superficielle avec un milieu re´actif, ou donneur, et de diffusion de un (ou plusieurs) e´le´ment(s) en profondeur.

2. Modes de renforcement associe´s aux traitements thermochimiques

En ce qui concerne le carbone et l’azote, les conside´rations the´oriques, principalement sous l’angle des re´actions thermodynamiques gaz-me´tal, ont e´te´ aborde´es dans les articles [M 1 222] et [M 1 224].

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Les figures 1 et 2 situent la place des traitements thermochimiques parmi les traitements thermiques et les traitements de surface par voie thermique.

Les objectifs sont d’e´lever les caracte´ristiques me´caniques superficielles vis-a`-vis de l’usure et de la tenue en fatigue.

Les traitements thermochimiques de diffusion font partie des traitements superficiels, a` coˆte´ des traitements de durcissement par trempe apre`s chauffage superficiel.

Deux effets sont principalement e´value´s : – le niveau de durete´ ; – le taux de contraintes re´siduelles en compression.

Les traitements thermiques superficiels se classent e´galement parmi les traitements de surface par voie thermique, a` coˆte´ des de´poˆts en phase vapeur et de l’implantation ionique.

2.1 Durcissement des alliages me´talliques en traitements thermochimiques

Le nom usuel pour de´signer le traitement thermochimique est directement lie´ a` celui, ou a` ceux, des e´le´ments diffusants. Toutefois, tous les traitements thermochimiques sont, au sens acade´mique, des ce´mentations (ce´mentation par le carbone, l’azote, le chrome…). L’usage a de´tourne´ le terme « ce´mentation » pour « traitement de carburation » ou « ce´mentation par le carbone ».

L’intervention d’un (ou plusieurs) e´le´ment(s) re´actif(s) lors d’un traitement thermochimique, conduit a` des modifications chimiques de la surface re´sultant de diffe´rents me´canismes.

Les autres traitements thermochimiques sont alors de´signe´s par un terme traduisant la pre´sence de l’e´le´ment diffusant (« nitruration » pour l’azote, « chromisation » pour le chrome…).

Remarque Le lecteur se reportera utilement aux articles [M 4 340], [M 4 341].

TRAITEMENTS THERMIQUES

TRAITEMENTS SUPERFICIELS

TRAITEMENTS DANS LA MASSE

Recuits

THERMOCHIMIQUES

DURCISSEMENT PAR TREMPE APRÈS CHAUFFAGE SUPERFICIEL

Normalisation Durcissement par trempe

Diffusion de non-métaux

Diffusion de métaux

Induction

Revenu Mise en solution (hypertrempe)

Cémentation ou carburation

Chromisation Shérardisation

Surcarburation

Autres

Carbonitruration Nitruration Nitrocarburation Sulfonitrocarburation

Figure 1 – Classification des traitements thermiques

M 1 221 – 2

Toute reproduction sans autorisation du Centre franc¸ais d’exploitation du droit de copie est strictement interdite. – © Editions T.I.

ＴＰ

Chalumeau

Hautes énergies Laser Faisceau d'électrons Plasma d'arc

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Théorie des traitements thermochimiques Cémentation. Carburation par

Ｒ

Jacky DULCY Ingénieur de recherche CNRS, ingénieur civil des Mines

et

Michel GANTOIS Professeur à l’École Nationale Supérieure des Mines et à l’École Européenne d’Ingénieurs en Génie des Matériaux, Nancy

1. 1.1 1.2 1.3 1.4 2. 2.1 2.2 2.3 2.4 2.5 2.6

ｐ｡ｲｵｴｩｯｮ＠Ｚ＠､￩｣･ｭ｢ｲ･＠ＲＰＰＷ＠Ｍ＠ｄ･ｲｮｩ￨ｲ･＠ｶ｡ｬｩ､｡ｴｩｯｮ＠Ｚ＠､￩｣･ｭ｢ｲ･＠ＲＰＱＶ

3. 3.1 3.2 4. 4.1 4.2 4.3

Principe de base d’une réaction hétérogène gaz-solide................ Mécanismes physico-chimiques du transfert du carbone par une réaction hétérogène gaz-solide.................................................................. Définition du coefficient de transfert de masse........................................ Transfert de matière en phase austénitique ............................................. Conclusion ................................................................................................... Atmosphères à base de monoxyde de carbone et à base d’hydrocarbure .......................................................................................... Génération des atmosphères ...................................................................... Définition du potentiel carbone ................................................................. Influence des éléments d’alliage sur le potentiel carbone ....................... Atmosphères à base de monoxyde de carbone ........................................ Oxydation sélective : décomposition de la molécule de monoxyde de carbone ......................................................................................................... Atmosphère à base d’hydrocarbure ........................................................... Transfert du carbone dans l’état solide ............................................. En phase austénitique homogène .............................................................. En phase austénitique multiconstituée : application aux aciers inoxydables martensitiques ........................................................................ Réactions gaz-solide de cémentation des aciers à l’échelle industrielle ................................................................................................. Caractéristiques thermiques et hydrodynamiques des réacteurs ........... Cémentation traditionnelle : gaz endothermique, azote-méthanol ......... Procédés modernes. Protection de l’environnement................................

Pour en savoir plus ...........................................................................................

M 1 222 - 2 — — — —

2 3 3 4

— — — — —

4 4 5 8 8

— —

9 10

— —

12 12

—

14

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18 18 21 22

Doc. M 1222

es mécanismes des traitements thermochimiques de surface par réaction gaz-solide (cémentation, carbonitruration etc.) ont fait l’objet au cours de ces vingt dernières années d’études approfondies rendues possibles par les progrès des techniques d’analyse et d’observation des microstructures, par le développement des connaissances thermodynamiques et des phénomènes de transfert de matière et par la mise en œuvre d’outils de simulation. La compréhension de ces mécanismes a permis d’accroître de façon spectaculaire les vitesses de transfert de matière et donc de réduire la durée des traitements grâce à des procédés dont les conditions de fonctionnement optimisées à chaque instant garantissent, outre la productivité, un très haut niveau de qualité métallurgique reproductible à chaque traitement.

L

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ＴＱ

M 1 222 – 1

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THÉORIE DES TRAITEMENTS THERMOCHIMIQUES _________________________________________________________________________________________

Ce dossier est une présentation accessible aux ingénieurs, techniciens et étudiants des concepts mis en œuvre et des applications qui en découlent dans le domaine de la cémentation, de la carbonitruration des aciers de construction mécanique et dans le domaine de la carburation des aciers alliés. Il a pour objet de permettre en particulier aux ingénieurs et aux techniciens de mieux comprendre et donc de mieux maîtriser les moyens modernes de production mis à leur disposition. Le lecteur se reportera utilement dans ce traité au dossier [M 1 226] « Cémentation. Carbonitruration ».

Ｒ

1. Principe de base d’une réaction hétérogène gaz-solide

Atmosphère

aceq ; P (CxAy) eq

1.1 Mécanismes physico-chimiques du transfert du carbone par une réaction hétérogène gaz-solide

aci ; P (CxAy) i x [C] s + y A (ad) Cx Ay (ad) acs e Couche limite

ad : eq : i: P:

– le transport des espèces réactives en phase gazeuse vers la surface de l’acier ; – la réaction physico-chimique à la surface de l’acier ; – le transport dans l’état solide par diffusion des atomes produits par la réaction chimique.

Diffusion dans l’état solide R3

adsorbé équilibre interface pression partielle

Figure 1 – Schéma de principe d’une réaction gaz-solide

Pour illustrer notre propos, l’espèce réactive sera une molécule gazeuse contenant des atomes de carbone, véhiculée dans un mélange gazeux, soit une molécule du type Cx Ay , A pouvant être de l’oxygène ou bien de l’hydrogène.

avec aceq activité en carbone à l’équilibre thermodynamique,

La figure 1 schématise les trois principales étapes élémentaires intervenant lors du transfert de carbone à l’interface gaz-solide : transport de la molécule active vers la surface de l’acier, réaction physico-chimique à la surface de l’acier, diffusion du carbone en phase austénitique. Chaque étape est caractérisée par sa propre cinétique. L’expression simple, sous forme analytique, des vitesses de chaque processus partiel, peut être obtenue en considérant que le transfert de matière a lieu par une succession d’états quasi stationnaires. Avec ce formalisme, chaque processus partiel peut être caractérisé par une résistance de transfert et une force motrice. La force motrice représente une différence d’activité ou une différence de fraction massique et la résistance de transfert R caractérise l’intensité avec laquelle le transfert peut se réaliser. Si φ1 , φ2 , φ3 désignent respectivement : – le flux de carbone transféré dans la phase gazeuse sous forme de Cx Ay ; – le flux de carbone transféré par la réaction chimique à la surface du matériau ; – le flux de carbone transféré par diffusion dans l’état solide ;

aci

activité en carbone à l’interface gaz-solide,

acs

activité en carbone à la surface,

aco

activité en carbone au cœur du matériau,

R1

résistance au transfert de masse due à la présence de la couche limite,

R2

résistance au transfert de masse due à la réaction chimique,

R3

résistance au transfert de masse due à la diffusion dans l’état solide,

β1

coefficient de transfert de masse dû au transport dans la couche limite,

β2

coefficient de transfert de masse dû à la réaction chimique,

β3

coefficient de transfert de masse dû à la diffusion dans l’état solide.

La présence d’une couche limite devant la surface du matériau résulte d’un gradient de vitesse des molécules gazeuses, la vitesse du gaz étant nulle à la surface du matériau. Ce gradient de vitesse crée un gradient de fraction massique de l’espèce réactive et engendre une résistance au transfert de matière R 1 . La résistance R 1 liée au transfert des espèces chimiques au travers la couche limite dépend principalement du comportement hydrodynamique du réacteur lui-même influencé par le couple de paramètres débit total – brassage de la phase gazeuse. L’influence du brassage conditionne l’épaisseur de la couche limite et par conséquent le gradient de fraction massique en espèces réactives.

nous pouvons écrire les relations suivantes : (1)

où

β1 = 1 / R1 ; β2 = 1 / R2 ; β 3 = 1 / R 3

M 1 222 – 2

Solide

Réaction chimique à la surface R2

CxAy + gaz support

Un réaction hétérogène gaz-solide est une réaction qui met en jeu un transfert de matière entre ces deux phases. D’une manière générale, le mécanisme global se décompose toujours en trois étapes principales :

φ1 = β1(aceq − aci ) ; φ2 = β2 (aci − acs) ; φ3 = β3 (acss − aco)

Interface

Transport en phase gazeuse R1

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ＴＲ

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_________________________________________________________________________________________ THÉORIE DES TRAITEMENTS THERMOCHIMIQUES

La résistance R 2 est liée à la réaction chimique à la surface du matériau. Elle dépend principalement de la composition chimique de la phase gazeuse. La molécule gazeuse Cx Ay s’adsorbe à la surface du matériau et se dissocie pour libérer des atomes de carbone qui vont se dissoudre dans le matériau suivant le mécanisme physico-chimique : Cx Ay (g) → Cx Ay (ad) → x [C ]s + y A (ad)

la cinétique de la réaction gaz-solide, il est nécessaire de diminuer la résistance R 1 . Pour cela, il faut assurer un renouvellement important des espèces réactives à la surface du matériau en évitant la formation de cette couche limite plus pauvre en espèces réactives par suite d’une vitesse de transport insuffisante dans la phase gazeuse ou d’une élimination trop lente des espèces gazeuses, sous-produits de la réaction d’interface. Ce renouvellement de l’interface dépend directement du comportement hydrodynamique du réacteur : une approche basée sur la mécanique des fluides montre que l’augmentation de la vitesse de circulation du gaz à la surface du matériau conduit à une diminution de l’épaisseur de la couche limite et entraîne une augmentation du coefficient de transfert de masse.

(2)

Les atomes A adsorbés peuvent soit se désorber et libérer des sites réactionnels, soit rester adsorbés et occuper des sites réactionnels, voire réagir avec le matériau en créant des réactions parasites (par exemple, oxydation de surface) ; la présence de ces atomes adsorbés forme une résistance au transfert pour les nouvelles molécules de Cx Ay d’où la nécessité d’éliminer au maximum les atomes A adsorbés par réaction chimique.

b) La vitesse de la réaction chimique est l’étape limitante R 2 >> R 1 , R 3 Si la vitesse R 1 est très inférieure à R 2 , le transport dans la phase gazeuse n’est pas l’étape limitante du processus. La cinétique globale de la réaction gaz-solide est gouvernée par la cinétique des mécanismes physico-chimiques élémentaires à la surface du matériau. Le coefficient de transfert de masse β est égal dans ces conditions à β2 (β1 est très supérieur à β2). Pour diminuer la résistance R 2 , il faudra favoriser la désorption des espèces qui en sont à l’origine en adaptant la composition du mélange gazeux (l’hydrogène facilite l’élimination des atomes d’oxygène adsorbés résultant de la décomposition de l’oxyde de carbone) ou plus radicalement en utilisant des molécules exemptes d’oxygène (par exemple, un hydrocarbure). c) La vitesse de diffusion dans l’état solide est l’étape limitante R 3 >> R 2 , R 1 Si la résistance R 3 est très supérieure aux résistances R1 , R2 , le transport de matière dans l’état solide est l’étape limitante. La cinétique globale de la réaction gaz-solide est gouvernée par la diffusion du carbone dans l’état solide. Le coefficient de transfert de masse β est égal à β3 (β1 > β2 >> β3 ) . Le transfert de carbone peut être réalisé à la vitesse maximale si pour la température choisie, la fraction massique superficielle en carbone est maintenue à la valeur maximale, c’est-à-dire à la fraction massique à saturation du carbone dans l’austénite.

Exemple : désorption des atomes d’oxygène par la molécule de dihydrogène pour former de la vapeur d’eau dans le cas de la cémentation par la molécule de CO dans un mélange CO – H2 . La résistance R 3 est associée à la diffusion du carbone dans l’état solide et dépend principalement de la température ainsi que de la composition chimique du matériau.

1.2 Définition du coefficient de transfert de masse Chaque résistance permet de définir un coefficient partiel de transfert de masse βi assimilable à une « conductance » par analogie à la loi d’Ohm. En faisant, l’hypothèse des états quasi stationnaires, la vitesse de transfert globale est égale à la vitesse des processus partiels. Si φ représente le flux de carbone transféré entre la phase gazeuse et la phase solide, nous pouvons écrire les relations suivantes : φ = φ1 = φ 2 = φ 3 Dans le cas de la cémentation par la molécule Cx Ay , le flux total de carbone transféré entre la phase gazeuse et la phase solide peut s’écrire :

φ=

aceq − aco 1 = (aceq − aco) = β (aceq − aco) R1 + R2 + R3 R R = R1 + R 2 + R 3

1.3 Transfert de matière en phase austénitique

(3)

Si les mécanismes physico-chimiques et de transport dans la phase gazeuse sont connus, le transfert de carbone dans l’état solide peut être déterminé par la résolution de l’équation de diffusion dans l’état solide (2e loi de Fick [21]) :

(4)

β représente le coefficient de transfert de masse global et tient compte des coefficients de transfert de masse partiels liés au transport en phase gazeuse, à la réaction chimique à la surface du matériau et au transport par diffusion dans l’état solide :

β=

avec

β1 β2 β3 1 = R1 + R2 + R3 (β1 β2 ) + (β2 β3 ) + (β1 β3 )





 ∂C = div (Dcγ grad C ) ∂t

(6)

 −1 600  7 + 0, 06 % C ) exp  où Dcγ (cm2 /s) = ( 0, 07  T 

(5) avec C

1 1 1 β1 = , β2 = , β3 = R1 R2 R3

Suivant les valeurs relatives des résistances R1 , R2 et R3 , trois cas sont à envisager. a) Le transport en phase gazeuse est l’étape limitante : R 1 >> R 2 , R 3

concentration molaire en carbone,

Dcγ

coefficient de austénitique γ,

t

temps,

T

température.

diffusion

du

carbone

en

phase

La modélisation est possible uniquement si le flux de carbone transféré à la surface de l’acier au cours du temps est connu. Trois cas sont à envisager suivant l’importance relative des résistances R 1 , R 2 et R 3 : – si le transport en phase gazeuse et/ou si la pression partielle des espèces réactives sont trop faibles, (R1 >> R2 , R3 ) le transfert de carbone à l’interface gaz-solide est réalisé à flux de carbone constant ;

Si la résistance R1 est très supérieure à R 2 , l’étape limitante est le transport des molécules réactives à travers la couche limite d’épaisseur e : la cinétique globale du transfert de matière est gouvernée par la vitesse de transport des molécules vers la surface du matériau au travers la couche limite. Le coefficient de transfert de masse β est égal à β1 (avec β1 > R1, R3 ), le transfert de carbone à la surface de l’acier est réalisé à flux variable au cours du temps, ce qui implique que la fraction massique superficielle en carbone est variable ; – si le transport du carbone par diffusion dans l’état solide est l’étape limitante (R3 >> R2 , R1), le transfert du carbone à la surface se fait à fraction massique superficielle en carbone constante et égale à la fraction massique à saturation du carbone en phase austénitique, c’est-à-dire avec un flux superficiel en carbone variable.

méthane, etc.) réalisé (avec ou sans l’assistance d’un plasma), la résistance R 2 n’est plus l’étape limitante du transfert, parce qu’il n’y a pas d’oxygène adsorbé sur la surface. Par conséquence, on explique l’accroissement observé de la vitesse de pénétration du carbone au cours d’une carbonitruration traditionnelle (apport de carbone par la molécule de CO) par la diminution de la résistance de transfert R 2 : l’hydrogène atomique libéré par la décomposition de la molécule d’ammoniac à la surface de l’acier facilite l’élimination de l’oxygène adsorbé et permet donc un flux de carbone transféré plus important.

Pour chacun des trois cas décrits précédemment, le transfert de carbone correspond respectivement à celui mis en œuvre par des procédés industriels tels que : – le procédé de cémentation par un hydrocarbure à basse pression ; – le procédé traditionnel de cémentation à la pression atmosphérique par le monoxyde de carbone (mélange CO – H2) ; – le procédé de cémentation à la pression atmosphérique, par utilisation, pendant toutes les phases du traitement, d’atmosphères avec des pressions partielles de dioxygène suffisamment faibles pour éviter la formation de la résistance d’interface R 2 .

Ces mécanismes de transfert de matière en phase gazeuse, à l’interface gaz-solide et dans le solide permettent de bien comprendre les caractéristiques et les performances des différents procédés (cémentation traditionnelle par le monoxyde de carbone, cémentation par un hydrocarbure) mise en œuvre par des technologies (fours batch, fours continus, fours fonctionnant à basse pression avec ou sans assistance plasma etc). Les paragraphes suivants illustrent ces différents mécanismes.

2. Atmosphères à base de monoxyde de carbone et à base d’hydrocarbure

Comme généralement, les procédés de cémentation comportent au minimum deux paliers de température et que le coefficient de diffusion du carbone en phase austénitique dépend de la température et de la fraction massique en carbone, il faut utiliser une méthode numérique pour résoudre la seconde équation de Fick. La méthode des différences finies (méthode implicite) est tout à fait adaptée pour cette résolution et permet la modélisation de la diffusion du carbone dans l’austénite et la simulation du profil de fraction massique en carbone qui en résulte.

2.1 Génération des atmosphères Dans le cas de la cémentation par la molécule de CO dans un mélange CO – H2 , l’atmosphère est généralement produite de deux façons soit à l’extérieur du four à partir de la technique du générateur endothermique, soit directement à l’intérieur du four à partir de l’instillation de liquide organique.

1.4 Conclusion Le transfert de carbone sera maximal si les résistances R 1 et R 2 sont les plus faibles possibles comparativement à la résistance R 3 . Il est impératif que le transfert de carbone ne soit limité que par la diffusion du carbone dans l’état solide et non par le transport des espèces réactives au travers la couche limite, et/ou par les mécanismes physico-chimiques d’interface : l’objectif est donc de minimiser les résistances R 1 et R 2 .

■ Les générateurs endothermiques sont des réacteurs chimiques

chauffés vers 1 050 oC dans lequel une oxydation de gaz naturel en défaut d’air, permet l’obtention d’une atmosphère essentiellement composée de monoxyde de carbone, de dihydrogène et de diazote inerte chimiquement. La figure 2 et la figure 3 présentent le résultat du calcul (à l’équilibre thermodynamique) de la composition de la phase gazeuse résultant de l’oxydation du méthane en fonction du facteur d’air n a à 1 050 oC. C’est pour un facteur d’air proche de 0,25 que la fraction molaire en CO est maximale, ce qui correspond au cas d’un mélange air – méthane dont le rapport volumique R est de 2,5, soit la réaction chimique suivante :

Pour minimiser la résistance R 1 , il est nécessaire que le comportement hydrodynamique du réacteur tende vers celui d’un réacteur parfaitement agité. Cela implique que pour une géométrie de charge donnée, le couple de paramètres débit total – efficacité de brassage doit être optimisé en utilisant par exemple la méthode de la mesure de la distribution des temps de séjour (§ 4.1.2). Suivant que l’espèce réactive utilisée est soit la molécule de monoxyde de carbone dans un mélange CO – H2 , soit une molécule de propane dans un mélange propane-azote dans une atmosphère exempte d’oxygène, la résistance R 2 limitera ou non le transfert de carbone. Dans le cas de la cémentation traditionnelle par le monoxyde de carbone, la résistance R 2 est toujours un frein au transfert de matière. La nature physique de la résistance R 2 est clairement mise en évidence dans le cas de la carbonitruration. Depuis très longtemps, on a constaté qu’un traitement de carbonitruration est, toutes choses égales par ailleurs (température, potentiel carbone de l’atmosphère etc.) plus rapide qu’un traitement de cémentation. L’interprétation donnée à cette observation était que l’azote augmentait le coefficient de diffusion du carbone dans l’austénite. On a pu montrer à partir d’une étude thermodynamique des solutions solides austénitiques Fe-C-N que les interactions entre ces constituants n’influencent pas de façon significative la vitesse de diffusion du carbone dans l’austénite. On observe par ailleurs que si on réalise une carbonitruration pour laquelle le transfert de carbone est assuré par un hydrocarbure, la vitesse de diffusion du carbone est identique à celle observée au cours de la cémentation en absence d’azote [1], [2] ; or dans le cas de la cémentation par un hydrocarbure (propane, acétylène,

M 1 222 – 4

CH4 +

avec

5 1 4   O + N  → CO + 2 H2 + 2 N2 2  5 2 5 2

na = facteur d 'air , na = R=

R Va

(7)

(8)

Volume d 'air Volume de gaz naturel

Va = Volume d 'air théorique Exemple CH4 + 2O2 → CO2 + 2H2O soit Va = 10 Nm3 d’air pour 1 Nm3 de CH4 . Nota : nous rappelons que 1 Nm3 correspond à 1 000 litres de gaz à 0 oC, soit 273 K, et 101 325 Pa, soit 1 atm.

À 1 050 oC, pour un facteur d’air proche de 0,25, le calcul à l’équilibre thermodynamique montre que le mélange obtenu est essentiellement constitué de 20 % d’oxyde de carbone, 40 % de

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ＴＴ

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70

20 60 50

15

40 Volume H2

10

30 H 2O

1

70

H 2O

0,9

60 CO 2 50

0,8 Tr 0,7

40

0,6

30

0,5 0,4

10

0,3

0 Masse de carbone déposée

20

5

0,2 10 CO 2

0 0

0,1

0,2

0,3

0,4

0,5

0,6

— 10

0,1

— 20

0

0 0,7 0,8 0,9 Facteur d’air na

— 30 0,2

0,25

0,3

0,35 0,4 Facteur d’air na

Figure 3 – Oxydation du méthane en fonction du facteur d’air à 1 050 oC. Calcul à équilibre thermodynamique

Figure 2 – Oxydation du méthane en fonction du facteur d’air à 1 050 oC – Calcul à équilibre thermodynamique

dihydrogène et 40 % de diazote avec quelques espèces en très faible quantité (CO2 , H2O et O2). Ces espèces dont la somme est inférieure à 1 % (tableau 1), jouent un rôle déterminant dans l’aptitude de l’atmosphère à transférer du carbone à l’acier (paragraphe 2.2).

Tableau 1 – Oxydation du méthane à 1 050 oC – Calcul de la composition molaire (%) de la phase gazeuse au maximum de CO (n a = 0,24) (figure 3)

Remarque : l’évolution de la température de point de rosée subit un changement brusque au voisinage du facteur d’air de 0,23 en passant de – 27 oC à 0 oC. Cette variation importante de température de point de rosée est due au fait que pour un facteur d’air inférieur à 0,23, il se forme un dépôt de suie et qu’au-delà de ce facteur d’air, la masse de carbone libérée sous forme de suie devient nulle. La disparition de la phase solide explique la modification des équilibres des différentes espèces gazeuses lorsque le facteur d’air est supérieur à 0,23.

CO

H2

N2

CO2

O2

H2 O

Température de rosée (oC)

19,90

39,5

39,75

0,178

4 · 10–16

0,66

1,3

Ces calculs sont en parfait accord avec ceux publiés par C. Bourdil (1981) [3].

Les valeurs numériques du tableau 2 appellent principalement trois remarques : – pour une température supérieure à 900 oC, le méthanol se dissocie suivant la stœchiométrie décrite par l’équation (9) soit 1/3 CO et 2/3 H2 ; – les teneurs en CO2 et H2O sont très faibles (0,16 % et 0,4 % à 950 oC) ; – pour une température inférieure à 900 oC, la décomposition thermique du méthanol provoque un dépôt de suie d’autant plus important que la température d’instillation est faible (par exemple à 800 oC, 19 g de carbone sont déposés par kilogramme de méthanol), d’où la nécessité d’instiller le méthanol à une température supérieure ou égale à 900 oC pour éviter un dépôt de suie.

■ La production in situ de mélange CO – H2 peut s’effectuer direc-

tement dans le four par instillation de liquide organique. La décomposition thermique de liquide organique détermine en fonction de la température la composition chimique de l’atmosphère. Les liquides organiques utilisés sont principalement des alcools comme le méthanol, l’éthanol, l’isopropanol (cf. [M 1 226], [31]). Dans le cas de l’instillation du méthanol pur, la décomposition thermique produit un mélange contenant 1/3 de CO et 2/3 H2 . La composition de la phase gazeuse peut être décrite simplement par l’équation chimique suivante pour une température supérieure ou égale de 900 oC : (CH3OH)liquide → CO + 2H2

20

CO

Température de rosée Tr (°C) Fraction molaire CO (%) Masse de carbone déposée (g/Nm3)

N2 CO

Fraction molaire CO2 (%) H2O (%)

80

25

Fraction molaire de CO2, H2O, N2, H2 (%)

Fraction molaire de CO (%) Volume (Nm3)

_________________________________________________________________________________________ THÉORIE DES TRAITEMENTS THERMOCHIMIQUES

Comparativement au gaz endothermique, l’atmosphère obtenue à partir de la dissociation thermique du méthanol pur est plus riche en CO et H2. Cette forte concentration en dihydrogène a pour conséquence de favoriser la vitesse de transfert de matière due à la réaction chimique en diminuant la résistance R 2 .

(9)

Comme dans le cas de la composition gazeuse obtenue par combustion du gaz naturel (gaz endothermique), la présence des molécules de CO et de dihydrogène entraîne l’existence d’espèces telles que l’oxygène, la vapeur d’eau, le dioxyde de carbone. Le tableau 2 présente la composition chimique de la phase gazeuse obtenue lors de la décomposition du méthanol pour différentes températures comprises entre 700 oC et 950 oC. Ce calcul est effectué dans les conditions d’équilibre thermodynamique.

2.2 Définition du potentiel carbone Pour caractériser l’aptitude des mélanges endothermiques ou issus de la décomposition thermique de liquide organique, à

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M 1 222 – 5

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Formation et durcissement de la couche de diffusion en nitruration et nitrocarburation Syste`mes fer-chrome-azote et fer-chrome-azote-carbone par

Ｒ

Jacky DULCY Inge´nieur de recherche CNRS, Inge´nieur civil des Mines

et

Michel GANTOIS Professeur a` l’E´cole Nationale Supe´rieure des Mines et a` l’E´cole Europe´enne en Ge´nie des Mate´riaux, Nancy

1.4

Syste`me fer-chrome-azote ............................................................ Localisation de l’azote : approche expe´rimentale ............................. 1.1.1 Premie`re approche : nitrure de chrome .................................. 1.1.2 Deuxie`me approche : nitrure de chrome substitue´ par du fer Localisation de l’azote : approche the´orique .................................... 1.2.1 Thermo-Calc et Dictra .............................................................. 1.2.2 Mode`le de WAGNER ................................................................ Pre´cipitation de nitrures de chrome substitue´s par du fer ............... 1.3.1 Me´canisme de pre´cipitation continue ..................................... 1.3.2 Me´canisme de pre´cipitation discontinue ou cellulaire .......... Me´canisme de durcissement – Microstructure .................................

M 1 223 — — — — — — — — — —

–2 2 2 3 5 5 7 11 12 14 19

2. 2.1 2.2

Syste`me fer-carbone-chrome-azote............................................. Localisation de l’azote : approche expe´rimentale ............................. Localisation de l’azote : approche the´orique ....................................

— — —

20 20 22

3. 3.1

3.5

Application aux aciers industriels............................................... Localisation de l’azote : approche expe´rimentale ............................. 3.1.1 Acier 32CrMoV13 ..................................................................... 3.1.2 Acier 30CrMoAl6.12 ................................................................. Localisation de l’azote : approche the´orique .................................... Influence du KN sur la distribution du carbone et de l’azote ........... Durcissement des aciers 32CrMoV5 et 32CrMoV13 .......................... 3.4.1 Durcissement a` tempe´rature constante .................................. 3.4.2 Influence de la tempe´rature sur le durcissement ................... Stabilite´ thermique de la couche de diffusion ..................................

— — — — — — — — — —

24 24 24 31 34 38 40 41 42 43

4.

Conclusions......................................................................................

—

44

1. 1.1

1.2

ｐ｡ｲｵｴｩｯｮ＠Ｚ＠､￩｣･ｭ｢ｲ･＠ＲＰＱＲ＠Ｍ＠ｄ･ｲｮｩ￨ｲ･＠ｶ｡ｬｩ､｡ｴｩｯｮ＠Ｚ＠､￩｣･ｭ｢ｲ･＠ＲＰＱＶ

1.3

3.2 3.3 3.4

Pour en savoir plus..................................................................................

Doc. M 1 223

a formation des couches de combinaison e et g ′ par traitement thermochimique de nitruration des alliages ferreux s’accompagne d’une diffusion de l’azote dans la phase ferritique a` des tempe´ratures infe´rieures a` 570  C. Il se forme a` partir de l’interface couche de combinaison-matrice ferritique un gradient de concentration en azote. La formation de ce gradient de concentration en azote s’accompagne de phe´nome`nes de pre´cipitation de nitrures dont la structure cristallographique, la composition, la morphologie et la re´partition de´pendent de la composition de l’acier et de la tempe´rature a` laquelle s’effectue la diffusion de l’azote. Cette pre´cipitation e´tablissant le gradient de

L

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M 1 223 – 1

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garder uniquement la couche de diffusion a. Ces profils de fraction massique en azote mettent en e´vidence que :  plus la fraction massique en chrome augmente, plus la profondeur de la couche de diffusion en azote est faible ;

1. Syste`me fer-chrome-azote Le transfert d’azote en syste`me ternaire fer-chrome-azote met en œuvre des me´canismes de diffusion-pre´cipitation. Pour illustrer l’interaction entre le chrome et l’azote, nous prendrons le cas de la nitruration sur des alliages fer-chrome de fraction massique en chrome 1 %, 3 % et 5 % nitrure´s a` 520  C pendant 48 h (KN = 1). Le

 plus la fraction massique en chrome augmente, plus la fraction massique en azote proche de la surface est importante. Cette fraction massique en azote correspond a` l’azote combine´ sous forme de nitrure de type CrN et a` l’azote dissous en solution solide dans la matrice a.

P (NH3 ) est appele´ « poten32 P (H2 ) tiel de nitruration » (NitrierKenzahl) [M 1 224]. A` l’aide de ces traitements, nous expliquerons trois points importants qui concernent le transfert d’azote dans le syste`me fer-chrome-azote, la localisation de l’azote lors du me´canisme de diffusion-pre´cipitation, le type de nitrure pre´cipite´ et le durcissement obtenu.

A` partir des profils de fraction massique en azote, il est inte´ressant de calculer le bilan en azote dans la couche de diffusion pour de´terminer la re´partition de l’azote entre les pre´cipite´s et la matrice. Pour cela, deux approches peuvent eˆtre envisage´es :  la premie`re conside`re que tout le chrome est pre´cipite´ sous forme de CrN. Avec cette hypothe`se, le calcul du bilan azote montre la pre´sence d’un exce`s d’azote %Nexce`s (1) ;

parame`tre KN de´fini comme le rapport

 la seconde pre´voit un nitrure de chrome CrN, dans lequel du chrome est substitue´ par du fer, du type (Fex, Cry)N (avec x + y = 1).

1.1 Localisation de l’azote : approche expe´rimentale

Nous allons de´velopper ces deux approches en prenant l’exemple de l’alliage Fe-3 %Cr.

La figure 1 pre´sente les profils de fraction massique en azote mesure´s par microsonde e´lectronique dans la couche de diffusion a sur des e´chantillons de type semi-infini. Autrement dit, la diffusion des atomes d’azote n’affectent pas le cœur de l’e´chantillon. La couche de combinaison g ′ a` la surface a e´te´ e´limine´e afin de

1.1.1 Premie`re approche : nitrure de chrome Cette approche a e´te´ de´veloppe´e par E.J. Mittemeijer et al. de`s 1985 [4] [5]. Cette analyse pre´voit un exce`s d’azote %Nexce`s (1). Selon ces auteurs, l’azote en exce`s est localise´ a` deux endroits sous forme atomique : des atomes dissous en solution solide a, exce`s duˆ a` la pre´cipitation semi-cohe´rente du CrN provoquant localement une extension de la maille ferritique favorisant ainsi la dissolution des atomes d’azote dans la matrice, et des atomes localise´s a` l’interface pre´cipite´-matrice.

2,00 5 %Cr

1,80 Fraction massique en azote (%)

Ｒ

concentration en azote se traduit par l’apparition d’un gradient de durete´ et de contraintes de compression, qui ont pour conse´quence un accroissement de la re´sistance me´canique de la surface et de la re´sistance aux diffe´rents phe´nome`nes de fatigue. La connaissance des me´canismes de pre´cipitation et de durcissement est fondamentale pour optimiser, d’une part la composition des aciers (nature et concentration des e´le´ments d’alliages), et d’autre part les parame`tres du traitement de nitruration (composition de l’atmosphe`re gazeuse, tempe´rature, etc.) qui conditionnent le transfert d’azote a` la surface de l’acier. Les connaissances les plus re´centes sur les e´quilibres thermodynamiques, et les me´canismes de transfert de matie`re, ainsi que sur les me´thodes d’e´tudes microstructurales par microscopie e´lectronique a` haute de´finition, ont e´te´ mises en œuvre conjointement pour e´lucider tous ces me´canismes et permettre d’en faire une pre´sentation rationnelle et utile a` leur compre´hension et leur exploitation pratique.

1,60 CrN %N = 1,35 avec 5 %Cr

1,40 1,20

%Nexcès = %Ntotal − %N(CrN ) − %Nα

3 %Cr

1,00

CrN %N = 0,81 avec 3 %Cr

avec

0,80 0,60

1 %Cr

0,40

CrN %N = 0,27 avec 1 %Cr

%Nexce`s

fraction massique d’azote en exce`s selon E.J. Mittemeijer,

%Ntotal

fraction massique total en azote (en %),

%N(CrN)

fraction massique en azote dans le nitrure CrN (en %),

%Na

fraction massique en azote correspondant a` la limite de solubilite´ de l’azote dans le fer a (en %) dans le binaire Fe-N. Cette valeur est de 0,061 % a` 520  C (valeur calcule´e avec la base de donne´es Thermo-Calc-SSOL2), tre`s proche de celle calcule´e par E.J. Mittemeijer (0,065 %) [M 1 224].

0,20 0,00 0

100

200

300

400

500

600

700

800

Profondeur de diffusion (µm) Figure 1 – Nitruration d’alliages fer-chrome a` 520  C pendant 48 h (KN = 1) [1] [2] [3]

M 1 223 – 2

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(1)

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FORMATION ET DURCISSEMENT DE LA COUCHE DE DIFFUSION EN NITRURATION ET NITROCARBURATION

Tableau 1 – Calcul du bilan azote pour les alliages Fe-1 %Cr, Fe-3 %Cr et Fe-5 %Cr : pre´cipitation totale du chrome sous forme de CrN a` 520  C %Cr

%N(CrN)

%Na

%Nmax

%Ntotal (mesure´)

%Nexce`s

1

0,269

0,061

0,330

0,395

0,065

3

0,808

0,061

0,869

1,180

0,311

5

1,346

0,061

1,407

1,910

0,503

Ｒ

Tableau 2 – Bilan azote calcule´ a` la surface et en fond de couche pour un alliage Fe-3 %Cr apre`s nitruration 48 h a` 520  C (KN = 1) Fraction massique (% massique)

Surface

Fond de couche (340 mm)

1,2

0,8

Composition (Fex, Cry)N calcule´e (Thermo-Calc) % massique

Proportion de phase (fraction molaire)

% atomique

Cr

52,88

Cr

Fe

26,45

Fe

15,93

N

20,66

N

49,77

Cr

78,70

Cr

50

N

21,21

N

50

Fe

0

Fe

0

(Fex, Cry)N

Ferrite

9

91

6

94

34,29

Comme le pre´sente le tableau 1, pour pre´cipiter une fraction massique en chrome de 3 % sous forme de nitrure CrN, il faut une fraction massique en azote de 0,808 %. Comme la limite de solubilite´ de l’azote dans le fer a a` 520  C est estime´e a` 0,061 %, la fraction massique the´orique :

2,0 1,8 α + (Fex, Cry)N + γ‘

1,6 Fraction massique en azote (%)

%Nmax = %N(CrN ) + %Nα serait e´gale a` 0,869 % = 0,061 % + 0,808 % (somme de l’azote dissous dans le fer a et de l’azote sous forme de nitrure CrN). En fait, la fraction massique %Ntotal, mesure´e expe´rimentalement et proche de la surface (dans la couche de diffusion), est de 1,180 % donc nettement supe´rieure a` la valeur the´orique %Nmax de 0,869 %. Selon l’approche propose´e par E.J. Mittemeijer [4], la fraction massique d’azote en exce`s %Nexce`s est de 0,311 % = 1,180 % - 0,869 %. Cette valeur d’exce`s repre´sente environ 5 fois la limite de solubilite´ de l’azote dans le fer a, syste`me binaire Fe-N a` 520  C, soit une fraction massique de 0,061 %. Nous rappelons que cette valeur correspond a` l’e´quilibre biphase´ a + g’ [M 1 224].

1,4

α + (Fex, Cry)N

1,2 1,0 0,8

α + CrN

0,6

α + (Fex, Cry)N + Cr2N

0,4 0,2 0,0

1.1.2 Deuxie`me approche : nitrure de chrome substitue´ par du fer

0

1

2

3

4

5

Fraction massique en chrome (%)

Cette approche mise en œuvre au cours du travail de the`se de C. Ginter [3] pre´voit un nitrure de chrome CrN dans lequel du chrome est substitue´ par du fer, soit un nitrure du type (Fex, Cry)N (avec x + y = 1), note´ MN. La coupe isotherme a` 520  C calcule´e a` l’aide du logiciel Thermo-Calc du syste`me ternaire Fe-Cr-N, pre´voit un domaine biphase´ a - (Fex, Cry)N (figure 2).

Figure 2 – Ternaire Fe-Cr-N - Coupe isotherme a` 520  C

Le profil de fraction massique en azote (figure 4) s’interpre`te de la fac¸on suivante, en particulier deux points de ce profil :  le point proche de la surface dans la couche de diffusion a une fraction massique en azote de 1,2 %, ce qui correspond a` un e´quilibre biphase´ entre la matrice a et le nitrure de composition (Fe0,32, Cr0,68)N avec 91 % de phase a et 9 % de nitrure (tableau 2) (figure 2) ;

Notons que ce domaine biphase´ a - (Fex, Cry)N e´tait de´ja` pre´sent sur la coupe isotherme a` 567  C publie´ en 1987 par V. Raghavan [6] (figure 3). Pour illustrer notre propos, montrons que la pre´sence du domaine biphase´ a - (Fex, Cry)N explique le bilan azote pour une fraction massique en chrome de 3 % observe´e expe´rimentalement (tableau 2, figure 4).

 la composition en azote du point situe´ a` 340 mm sous surface dans la couche de diffusion, de fraction massique 0,8 %, correspond a` un e´quilibre biphase´ a-CrN, dans lequel le nitrure

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M 1 223 – 3

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Cr N

80

20

CrN

α + (Fex, Cry)N

ISOTHERME 567°C

fer Frac tion mas siqu e en

ε

ε

γ’ +

10

CrN

α+

γ’

γ’

α+

CrN

ote en az

γ’ +

γ’ +

rN +C

e ssiqu n ma Cr 2N

ε

N+ Cr 2 α+

o Fracti

N + Cr 2

90

Ｒ

N Cr 2

α + Cr2N α + σ + Cr2N Cr

90

80

σ+

70

σ

N Cr 2

60

σ+

50

40

α+

30

α

10

Fe

20

r N α+C 2

α

Fraction massique en chrome Figure 3 – Ternaire Fe-Cr-N - Coupe isotherme a` 567  C [6]

(FE0,32CR0,68)N

Nitruration 520 °C - 48 h Nitruration 520 °C - 48 h + Revenu 420 °C - 48 h Nitruration 520 °C - 48 h + Revenu 520 °C - 48 h

1,20 1,00

2,00 Fraction massqiue en azote (%)

Fraction massique en azote (%)

1,40

%N pour précipiter CRN avec 3 %Cr

0,80 0,60 0,40 0,20

Exp. 5 %Cr 5 %Cr MQ = - 60 500 J/mole Exp. 3 %Cr 3 %Cr MQ = - 63 270 J/mole Exp. 1%Cr 1 %Cr MQ = - 66 000 J/mole

1,80 1,60 1,40 1,20 1,00 0,80 0,60 0,40 0,20 0,00

0,00 0

100

200

300

400

500

600

0

700

Figure 4 – Profil de fraction massique en azote – Alliage Fe-3 %Cr nitrure´es a` 520  C – 48 h (KN = 1) [1] [2] [3]

200

300

400

500

600

700

Figure 5 – Profils de fraction massique en azote (expe´rimentaux et simule´s) – Alliages fer-chrome (1 %Cr, 3 %Cr, 5 %Cr) nitrure´s a` 520  C – 48 h (KN = 1) [1] [2] [3]

CrN est non substitue´ par du fer et de proportion 94 % de phase a et 6 % de phase CrN (tableau 2) (figure 2).

phe´nome`ne avait de´ja` e´te´ observe´ en 2000 par R. Danoix et al. [8] (analyse par sonde atomique). En 2005, une autre e´tude de caracte´risation par sonde atomique et par microscopie e´lectronique en transmission re´alise´e par R. Danoix et al. [9] a identifie´ la pre´sence de fer dans les nitrures de type CrN. Cette e´tude sur les alliages Fe-5 %Cr et Fe-3 %Cr a ainsi valide´ les re´sultats publie´s en 2005 par C. Ginter et al. D’autres travaux re´alise´s sur l’alliage Fe-5 %Cr par la meˆme e´quipe R. Danoix et al. dans le cadre du doctorat de P. Jessner (2010) ont confirme´ la pre´sence de fer dans les nitrures de type CrN [10].

L’approche thermodynamique pre´voit un nitrure de type MN dans lequel du chrome est substitue´ par du fer. Le calcul montre que dans le domaine biphase´ a - (Fex, Cry)N, entre la surface et le point a` 340 mm de profondeur, la composition et la proportion du nitrure de type MN sont variables (tableau 2). Comme annonce´ plus haut, la caracte´risation de la pre´cipitation dans le gradient de fraction massique en azote par C. Ginter en 2005 a de´montre´ la pre´sence de nitrure (Fex, Cry)N [3] [7]. Ce

M 1 223 – 4

100

Profondeur de diffusion (µm)

Profondeur de diffusion (µm)

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0,20

Fraction massique en azote (%)

2,00

1.2.1 Thermo-Calc et Dictra Le transfert en azote dans l’e´tat solide en syste`me fer-chromeazote, mettant en œuvre des me´canismes de type diffusion-pre´cipitation en syste`me polyphase´, peut eˆtre pre´vu a` l’aide de logiciel de simulation utilisant les bases de donne´es thermodynamiques et cine´tiques : Thermo-Calc et Dictra. Thermo-Calc calcule la composition et la proportion des phases en e´quilibre a` partir de la connaissance des fonctions de Gibbs pour chaque phase pre´sente dans le mate´riau [11] [12]. Dictra pre´voit le transfert de matie`re dans l’e´tat solide sur l’hypothe`se de l’e´quilibre local a` l’interface pre´cipite´matrice : les pre´cipite´s sont du type CrN et la matrice est ferritique. Le logiciel Dictra est l’application de la loi Fick-Onsager, de´montre´e a` partir de la thermodynamique des processus irre´versibles, qui e´nonce que, dans un syste`me a` diffe´rents constituants, le flux de chaque constituant est lie´ de fac¸on line´aire a` toutes les forces thermodynamiques du syste`me [11] [13].

N précipité + N dissous dans Feα

1,80

0,18 0,16

1,60 1,40

0,14

1,20

Fraction molaire (Fex, Cry)N

1,00

Fraction molaire

0,12 0,10

0,80

0,08

0,60 Fraction molaire CrN

0,06

0,40

0,04 N dissous dans Feα

0,20

0,02

0,00 0

100

200

300

400

500

600

Fraction molaire de (Fex, Cry)N

1.2 Localisation de l’azote : approche the´orique

0,00 700

Profondeur de diffusion (µm) Figure 6 – Profils de fraction massique en azote simule´s a` l’aide de Dictra – Alliage Fe-5 %Cr nitrure´ a` 520  C – 48 h (KN = 1)

En illustration, la figure 5 pre´sente la comparaison des profils de fraction massique en azote expe´rimentaux mesure´s par microsonde e´lectronique et des profils de fraction massique en azote simule´s a` l’aide de Dictra pour les alliages fer-chrome de fraction massique en chrome 1 %, 3 %, et 5 % nitrure´s a` 520  C pendant 48 h (KN = 1). Ces profils de fractions massiques correspondent a` la somme de l’azote dissous en phase a et de l’azote combine´ dans le nitrure (Fex, Cry)N. Globalement, une cohe´rence correcte est observe´e, entre la pre´vision obtenue avec Dictra et le profil de fraction massique en azote mesure´ pour les alliages qui ont e´te´ caracte´rise´s.

Fraction massique en azote (%)

1,20

Ces simulations sont re´alise´es avec les bases de donne´es SSOL2 et MOBFE1 en modifiant le parame`tre MQ(BCC_A2,N). Ce parame`tre repre´sente l’e´nergie d’activation de la mobilite´ de l’azote dans le syste`me Fe-Cr-N exprime´e en joules. Nous renvoyons le lecteur a` l’article expliquant les principes de base du calcul a` l’aide de Dictra [14] ainsi qu’a` la documentation du logiciel de Dictra pour modifier les parame`tres de mobilite´. Avec : MQ(BCC_A2,N) = - 60500 (Fe-5 %Cr)

N précipité + N dissous dans Feα 48 h à 520 °C (KN = 1)

1,00 0,80 0,60

N précipité + N dissous dans Feα 48 h à 520 °C + Revenu 48 h à 520 °C

0,40 0,20 0,00

MQ(BCC_A2,N) = - 63270 (Fe-3 %Cr)

0

100

MQ(BCC_A2,N) = - 66000 (Fe-1 %Cr)

200

300

400

500

600

700

Profondeur de diffusion (µm)

Dans le syste`me Fe-N-Cr, comme la fraction massique en azote dissous en phase a en e´quilibre avec le nitrure (Fex, Cry)N est tre`s faible (valeur calcule´e a` 0,033 % a` 520  C avec Thermo-Calc SSOL2), le profil fraction massique en azote repre´sente principalement l’azote pre´sent dans le nitrure de type (Fex, Cry)N. Les figures 6, 7, 8 illustrent le cas des alliages Fe-5 %Cr-3 %Cr-1 %Cr nitrure´s a` 520  C pendant 48 h (KN = 1).

Figure 7 – Profils de fraction massique en azote simule´s a` l’aide de Dictra – Alliage Fe-3 %Cr nitrure´ a` 520  C – 48 h (KN = 1)

0,40 Fraction massique en azote (%)

1.2.1.1 Nitruration des alliages fer-chrome La figure 6 pre´sente pour un alliage (Fe-5 %Cr) le profil de fraction massique en azote total (azote duˆ a` la pre´cipitation de (Fex, Cry)N) augmente´ de la fraction massique d’azote pre´sent en phase a. Le profil de fraction massique en azote duˆ a` la pre´cipitation de (Fex, Cry)N de´pend du profil de fraction molaire de (Fex, Cry)N pre´cipite´. Cette simulation montre l’e´volution du profil de fraction molaire pre´cipite´e en (Fex, Cry)N entre la surface et une profondeur de diffusion de 500 mm. Pour une fraction molaire comprise entre 0,16 et 0,10, le nitrure pre´cipite´ a une composition qui ` varie de (Fe0,32, Cr0,68)N a` CrN sur une profondeur de 325 mm. A cette profondeur de 325 mm sous la surface, la fraction massique en azote est de 1,346 % qui correspond a` la pre´cipitation totale du chrome (5 %Cr) sous la forme CrN.

0,35 0,30

N précipité + N dissous dans Feα Fraction molaire (Fex, Cry)N

0,030 0,025 0,020

0,25 0,20

0,015 Fraction molaire CrN

0,15

0,005

0,10 0,05 0,00 0

0,010

N dissous dans Feα

100

200

300

400

500

600

Fraction molaire de (Fex, Cry)N

––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––

0,000 700

Profondeur de diffusion (µm)

Les figures 7 et 8 illustrent le cas des alliages Fe-1 %Cr et Fe-3 %Cr nitrure´s (KN = 1 a` 520  C pendant 48 h). L’interpre´tation de ces courbes est identique a` celle de la figure 6 relative a` l’alliage Fe-5 %Cr.

Figure 8 – Profils de fraction massique en azote simule´s a` l’aide de Dictra – Alliage Fe-1 %Cr nitrure´ a` 520  C – 48 h (KN = 1)

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M 1 223 – 5

Ｒ

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Tableau 3 – Nitruration des alliages Fe-5 %Cr, Fe-3 %Cr, Fe-1 %Cr a` 520  C pendant 48 h (KN = 1) Alliage (fraction massique)

Distance (mm)

Fraction massique en azote totale Ntotal mesure´e (%)

Fraction massique en azote en phase a Na calcule´e (%)

Composition (Fex, Cry)N atomique calcule´e

Fraction molaire (Fex, Cry)N calcule´e (%)

Surface  50 mm

0,42

0,031

(Fe0,32Cr0,68)N

3,1

Fond de couche 440 mm

0,27

-4

2.10

CrN

2,1

Surface  50 mm

1,20

0,031

(Fe0,32Cr0,68)N

9,1

Fond de couche 340 mm

0,81

-4

2.10

CrN

6,2

Surface  50 mm

1,98

0,031

(Fe0,32Cr0,68)N

14,7

Fond de couche 325 mm

1,35

2.10-4

CrN

10,3

Fe-1 %Cr

Ｒ

Fe-3 %Cr

Fe-5 %Cr Valeur mesure´e : analyse faite par microsonde e´lectronique Valeur calcule´e : Thermo-Calc et Dictra (SSOL2 – MOBFE1) & Pour l’alliage Fe-3 %Cr, un traitement de nitruration a` 520  C pendant 48 h (KN = 1), suivi de revenus effectue´s sous atmosphe`re neutre a` 420  C ou a` 520  C (flux nul en surface) pendant 48 h, met en e´vidence la diffusion de l’azote en fond de couche (figure 10). Apre`s 48 h de revenu a` 520  C, le gradient en azote dans l’alliage sur les 400 premiers microme`tres est quasiment nul. La fraction massique en azote obtenue apre`s diffusion est de 0,81 %, ce qui correspond a` la pre´cipitation du nitrure CrN pour une fraction massique en chrome de 3 %. En revanche, apre`s le revenu pendant 48 h a` 420  C, le gradient de fraction massique en azote est interme´diaire entre celui du traitement de nitruration a` 520  C et celui du traitement de nitruration suivi du revenu a` 520  C pendant 48 h, le nitrure (FexCry)N n’est que partiellement transforme´ en CrN.

Le tableau 3 synthe´tise pour ces 3 alliages les parame`tres suivants :  distance : profondeur sur laquelle le chrome est entie`rement pre´cipite´ sous forme de CrN entre la surface (a + (Fex, Cry)N) et le fond de couche de diffusion-pre´cipitation (a + CrN) ;  Ntotal : fraction massique en azote total en % (azote en phase a + azote dans (Fex, Cry)N) ;  Na : fraction massique en azote en % dans la phase a en e´quilibre avec (Fex, Cry)N ;  composition du nitrure (Fex, Cry)N ;  fraction molaire pre´cipite´ de (Fex, Cry)N. Globalement, le nitrure (Fex, Cry)N contient une fraction atomique de fer d’environ 30 % pour les nitrures pre´cipite´s a` 50 mm sous la surface. Cette composition a e´te´ valide´e expe´rimentalement par C. Ginter [3] [15] (cf. paragraphe 1.3). En effet :

& Pour l’alliage Fe-5 %Cr, un traitement de nitruration a` 520  C pendant 48 h (KN = 1), suivi d’un traitement de revenu sous diazote a` 520  C pendant 48 h, montre que l’azote diffuse en fond de couche pendant le traitement de revenu (figure 11). Pendant le traitement de revenu a` 520  C, la fraction massique en azote superficielle e´volue de 1,94 % a` 1,51 %, ce qui correspond a` une transformation partielle du nitrure (Fe0,32Cr0,68)N en nitrure CrN. En effet, la valeur the´orique attendue pour le nitrure CrN est de 1,35 % en azote. Par ailleurs, la figure 11 met tre`s nettement en e´vidence que le profil de fraction massique en azote apre`s revenu de 48 h a` 520  C pre´sente un palier sur environ 350 mm, a` une valeur supe´rieure a` celle correspondant a` la pre´cipitation de CrN.

– pour l’alliage Fe-1 %Cr, l’analyse faite sur 10 particules donne une fraction atomique moyenne en fer de 28 % (dispersion entre 22 % et 40 %), la valeur pre´vue par Thermo-Calc est de 32 %, pour une fraction massique en azote de 0,42 %, soit Fe0,32Cr0,68N ; – pour l’alliage Fe-3 %Cr, l’analyse faite sur 27 particules donne une fraction atomique moyenne en fer de 22 % (dispersion entre 11 et 37 %), la valeur pre´vue par Thermo-Calc est de 22 % pour une fraction massique en azote de 1,12 %, soit Fe0,22Cr0,78N, et de 32 % pour une fraction massique en azote de 1,2 %, soit Fe0,32Cr0,68N.

& Pour les alliages Fe-1 %Cr, Fe-3 %Cr et Fe-5 %Cr, les simulations, re´alise´es avec Dictra, des profils de fraction massique en azote apre`s nitruration a` 520  C et nitruration a` 520  C suivi d’un traitement de revenu a` 520  C, sont en accord avec les profils de fraction massique expe´rimentaux et expliquent le me´canisme de transformation du nitrure (Fe0,32Cr0,68)N en nitrure CrN (figures 9, 10, et 11) [1] [2] [3].

1.2.1.2 Nitruration – revenu des alliages fer-chrome En syste`me ternaire, la the´orie de la diffusion en syste`me polyphase´ et multi-constituants permet d’expliquer la diffusion de l’azote, du fer et du chrome dans le domaine biphase´ a - (Fex, Cry)N. Elle implique donc qu’une quantite´ d’azote et de fer est susceptible d’eˆtre libe´re´e par diffusion dans le gradient de fraction massique en azote, entre la surface et le cœur de l’alliage, lors d’un traitement de revenu sous gaz neutre, c’est-a`-dire sans apport a` la surface d’azote.

Le calcul du bilan matie`re en azote (figure 9), apre`s nitruration (8,01 g/m2) et apre`s nitruration + revenu (7,86 g/m2), montre un e´cart de seulement 2 % avec le transfert de l’azote par diffusion en fond de couche. Cette approche permet d’interpre´ter quantitativement les profils de fraction massique en azote des alliages contenant une fraction massique en chrome de 1 %, 3 %, 5 % apre`s nitruration et nitruration suivi d’un revenu sous diazote.

& Pour l’alliage Fe-1 %Cr, un traitement de nitruration a` 520  C pendant 24 h (KN = 0,4), suivi d’un traitement de revenu sous diazote a` 520  C pendant 24 h, montre que l’azote diffuse en fond de couche pendant le traitement de revenu (figure 9) [1] [2] [3]. Pendant le traitement de revenu a` 520  C, la fraction massique en azote superficielle e´volue de 0,40 % a` 0,27 % ce qui correspond a` la transformation du nitrure (Fe0,32Cr0,68)N en nitrure CrN.

M 1 223 – 6

En re´sume´, la libe´ration d’atomes de fer du nitrure (FexCry)N implique la libe´ration d’atomes d’azote qui peuvent ainsi diffuser en fond de couche dans le gradient de concentration en azote.

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FORMATION ET DURCISSEMENT DE LA COUCHE DE DIFFUSION EN NITRURATION ET NITROCARBURATION

0,45 Nitruration 520 °C - 24 h - KN = 0,4 - Expérimental Nitruration 520 °C - 24 h - Simulation Nitruration 520 °C - 24 h - KN = 0,4 + Revenu 520°C - 24 h - Expérimental

0,40

Nitruration 520 °C - 24 h + Revenu 520 °C - 24 h - Simulation Paramètre MQ(BCC_A2,N) = –70 000 J.mol-1

Fraction massique en azote (%)

0,35

Ｒ

0,30

0,25

0,20

0,15

0,10

0,05

0,00 0

100

200

300

400

500

600

700

Profondeur de diffusion (µm)

Figure 9 – Profils de fraction massique en azote (expe´rimentaux et simule´s avec Dictra) - Alliage Fe-1 %Cr

1.2.2 Mode`le de Wagner

Dans ces conditions, le front de pre´cipitation en CrN est controˆle´ par le front de diffusion de l’azote en phase a [17], soit :

Dans le cas de l’alliage Fe-5 %Cr, le transfert d’azote dans l’e´tat solide peut eˆtre compare´ au transfert d’oxyge`ne lors du me´canisme d’oxydation interne de´crit par le mode`le de Wagner [16]. Ce mode`le permet d’estimer la profondeur a` laquelle a lieu la pre´cipitation du nitrure du type CrN sche´matise´e sur la figure 12.

12

⎡ 2 N 0S DNα ⎤ X =⎢ t⎥ ° ⎢⎣ ν NCr ⎥⎦ avec

Le mode`le de Wagner repose principalement sur deux hypothe`ses :  le produit de solubilite´ Ks, controˆlant l’e´quilibre local entre le pre´cipite´ et la matrice, est tre`s faible du fait de la grande stabilite´ thermodynamique du pre´cipite´ ;  le coefficient de diffusion de l’e´le´ment d’alliage en phase a est tre`s faible, donc en premie`re approximation l’e´le´ment d’alliage est conside´re´ comme immobile. Le mode`le de Wagner peut eˆtre applique´ a` l’alliage Fe-5 %Cr en raison de la grande stabilite´ du nitrure CrN et du faible coefficient de diffusion du chrome dans le fer a a` la tempe´rature de nitruration.

N(CrN)

fraction molaire de nitrure CrN,

X

profondeur de diffusion-pre´cipitation en m,

N 0S

solubilite´ de l’azote en phase a exprime´e en fraction molaire,

° NCr

fraction molaire initiale en chrome en phase a,

DNα

coefficient de diffusion de l’azote en phase a en m2.s-1,

n

rapport entre le nombre d’atomes d’azote et de chrome dans le nitrure CrN (n = 1 pour CrN),

t

temps en s.

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(2)

M 1 223 – 7

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1,40 Nitruration 520 °C - 48 h - KN = 1- Experimental Nitruration 520 °C - 48 h - Simulation Nitruration 520 °C - 48 h + Revenu 420 °C - 48h - Expérimental Nitruration 520 °C - 48 h + Revenu 520 °C - 48h - Expérimental

1,20

Nitruration 520 °C - 48 h + Revenu 520 °C - 48h - Simulation Paramètre MQ(BCC_A2,N) = – 6 3270 J.mol-1 1,00 Fraction massique en azote (%)

Ｒ

0,80

0,60

0,40

0,20

0,00 0

100

200

300

400

500

600

700

Profondeur de diffusion (µm) Figure 10 – Profils de fraction massique en azote (expe´rimentaux et simule´s par Dictra) - Alliage Fe-3 %Cr

Produit de solubilite´

1.2.2.1

Pour montrer que le produit de solubilite´ Ks, controˆlant l’e´quilibre local entre le pre´cipite´ et la matrice, est tre`s faible du fait de la grande stabilite´ thermodynamique du nitrure CrN, nous l’estimerons a` partir de deux approches thermodynamiques permettant de calculer la variation d’e´nergie de Gibbs de formation de la phase CrN.

N

azote dissous en phase a,

Cr

chrome dissous en phase a,

aCrN

activite´ du pre´cipite´,

aNα

activite´ de l’azote dissous en phase a,

α aCr

activite´ du chrome dissous en phase a,

& Premie`re approche thermodynamique

[%N]a

fraction massique en azote dissous en phase a,

Du point de vue thermodynamique, la formation du nitrure CrN obe´it a` la re´action :

[%Cr]a

fraction massique en chrome dissous en phase a.

N + Cr ↔ CrN

(3)

Nota : Nous renvoyons le lecteur au livre du professeur G. Lesoult pour plus de pre´cisions sur la de´finition du produit de solubilite´ et la de´finition de l’e´tat de re´fe´rence pour calculer la variation de Gibbs standard de re´action [11]. 

La constante d’e´quilibre K(T) est directement lie´e a` la variation d’e´nergie de Gibbs de re´fe´rence par :

⎛ ΔG ° (T ) ⎞ a = CrNα K (T ) = exp ⎜ − R.T ⎟⎠ aNα .aCr ⎝ avec

(4)

DG (T)

variation d’e´nergie de Gibbs de re´fe´rence ou standard (J.mol-1),

R

constante des gaz parfaits 8,314 J.mol-1.K-1,

T

tempe´rature (K),

M 1 223 – 8

Pour calculer la variation d’e´nergie de Gibbs de re´fe´rence DG (T) de l’e´quation (4), il faut combiner les e´nergies de Gibbs, standard ou de re´fe´rence, associe´es aux re´actions suivantes portant sur :

 la formation de CrN solide (CrNs) a` partir des constituants e´le´mentaires purs (chrome pur en phase solide et diazote gazeux) (5) ;  la dissolution des constituants e´le´mentaires purs (chrome et diazote dans le fer a) dans une solution ide´ale de Henry a` 1 % massique (6) (7).

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––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––

2,00

1,80

1,60

CrN avec 5%Cr

Fraction massique en azote (%)

1,40

Ｒ

1,20

1,00

0,80

0,60 Nitruration 520 °C - 48 h Nitruration 520 °C - 48 h - Simulation

0,40

Nitruration 520 °C - 48 h + Revenu 520 °C - 48 h Nitruration 520 °C - 48 h + Revenu 520 °C - 48 h - Simulation Paramètre MQ(BCC_A2,N) = – 60 500 J. mol-1

0,20

0,00 0

50

100

150

200

250

300

350

400

450

500

Profondeur de diffusion (μm) Figure 11 – Profils de fraction massique en azote (expe´rimentaux et simule´s par Dictra) - Alliage Fe-5 %Cr (KN = 1)

Le tableau 4 pre´sente le calcul de la variation de l’e´nergie de Gibbs standard.

Interface gaz–solide N(CrN)

Gaz

En conside´rant que l’activite´ du pre´cipite´ aCrN = 1 et que les actiα sont assimilables aux fractions massiques en % vite´s aNα et aCr

° NCr

(e´tat de re´fe´rence de Henry [11] en supposant que les valeurs sont tre`s faibles), nous pouvons de´finir le produit de solubilite´ par :

Chrome en solution dans le nitrure CrN

NS 0 Azote en phase a

Ks = Chrome en solution solide en phase a

1 = [%N]α [%Cr ]α K (T )

issu de (4 )

A` partir de cette approche thermodynamique de´crite dans le tableau 4, le produit de solubilite´ Ks est estime´ a` 2.10-5 pour : Application : T = 520  C = 793 K DG (T) = - 145 737 + 94,114 ¥ 793 = - 71 104 J.mol-1

Alliage Fe–5 %Cr

soit Ks = Profondeur de diffusion

1 = [%N]α [%Cr]α = 2.10−5 K (T )

& Deuxie`me approche thermodynamique

X

Dans l’approche thermodynamique utilise´e par Thermo-Calc, le calcul de l’e´nergie de Gibbs de la phase CrN est base´e sur les mode`les des sous-re´seaux de´veloppe´s par Hillert-

Figure 12 – Repre´sentation sche´matique de la zone diffusion – pre´cipitation suivant l’approche de Wagner [16]

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M 1 223 – 9

ｒ￩ｦ￩ｲ･ｮ｣･＠ｉｮｴ･ｲｮ･ｴ ｍＱＲＲＳ FORMATION ET DURCISSEMENT DE LA COUCHE DE DIFFUSION EN NITRURATION ET NITROCARBURATION ––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––

(5)

DG1 (T) = - 114 990 + 75,851.T

Crs ↔ Cr (1%)

(6)

DG2 (T) = - 37,62.T

1 N ↔ N (1 %) 2 2 Cr + N ↔ CrNs

(7)

(3)



[18]

DG3 (T) = 30 747 + 19,356.T

[19]

DG (T) = DG1 (T) - DG2 (T) - DG3 (T) DG (T) = - 145 737 + 94,115.T

1,4∙10-12 1,2∙10-12

y = 3,52∙10-12∙x

1∙10-12 8∙10-13 y = 2,67∙10-12∙x

6∙10-13 4∙10-13

Nitruration 520 °C - 24 h - KN = 9 Nitruration 520 °C - 48 h - KN = 1

2∙10-13

Linéaire (nitruration 520 °C - 48 h - KN = 1) Linéaire (nitruration 520 °C - 24 h - KN = 9)

0 0

0,2

0,25

0,3

0,35

2,00 Nitruration 520 °C - 24 h ( KN = 9)

1,80

Application du mode`le de Wagner

L’e´quation (2) peut eˆtre utilise´e suivant deux approches :  pour une fraction atomique en Cr, une tempe´rature et un temps de´termine´s, elle calcule la profondeur de diffusion X,

5 %Cr

1,60

3 %Cr

1,40

1 %Cr

1,20 1,00 0,80 0,60 0,40 0,20 0,00 0

si les parame`tres N 0S, DNα sont connus ;

100

200

300

400

500

Figure 14 – Profils de fraction massique en azote expe´rimentaux Alliages fer-chrome 5 %Cr, 3 %Cr, 1 %Cr [1] [2]

 a` partir de la mesure expe´rimentale de la profondeur de diffusion X, elle estime le produit N 0S DNα .

Pour de´terminer le coefficient de diffusion de l’azote dans la phase a, nous utilisons la valeur de la limite de solubilite´ de l’azote en phase a (syste`me Fe-Cr-N) a` 520  C obtenue sur coupe isotherme. Sur ces coupes donne´es aux figures 15 et 16, la concentration est exprime´e respectivement en fraction massique (%) et en fraction atomique (%). Ces coupes isothermes montrent l’existence du domaine monophase´ a et du domaine biphase´ (Fex, Cry)N + a. La courbe de´limitant ces deux domaines correspond a` la limite de solubilite´ de l’azote dans la phase a, valeur a` partir de laquelle le nitrure de type CrN pre´cipite. La figure 15 montre la fraction massique en chrome et en azote aux points 1 et 2 qui repre´sentent respectivement la composition de la phase a en e´quilibre avec le nitrure (Fe0,32Cr0,68)N et la composition de la phase a en e´quilibre avec le nitrure CrN (tableau 5). Les points 1 et 2 correspondent respectivement a` la composition en azote et en chrome dans la phase a en surface, et la composition en azote et en chrome dans la phase a en fond de couche de diffusion. La figure 17 pre´sente pour l’alliage Fe-5 %Cr les points 1 et 2 du profil de fraction massique en azote dans la phase a en e´quilibre avec le nitrure (Fe0,32Cr0,68)N (point 1) et le nitrure CrN (point 2), simule´ avec Dictra.

En conse´quence, il est possible de calculer N 0s, si la valeur de DNα

N 0s

est connue, ou bien de calculer est connue. si la valeur de Nous allons traiter ce dernier cas en utilisant les donne´es thermodynamiques de Thermo-Calc (SSOL2) pour calculer la valeur de N 0s et ainsi estimer DNα. A` partir de deux traitements de nitruration re´alise´s a` 520  C pendant 24 et 48 h, sur des alliages fer-chrome (5 %Cr, 3 %Cr), la X2 en fonction de figure 13 pre´sente l’e´volution du parame`tre t l’inverse de la fraction atomique en Cr. La mesure expe´rimentale de la profondeur de diffusion est de´termine´e a` partir des profils de fraction massique en azote mesure´s par microsonde e´lectronique (figure 5 pour un traitement de 48 h, figure 14 pour un traitement de 24 h). Pour ce dernier traitement, la couche de combinaison a e´te´ e´limine´e par polissage pour ne garder que la couche de diffusion. Cette e´volution est en accord avec le mode`le de Wagner (droite passant par l’origine, de pente

2 N 0S . DNα ). La valeur moyenne de la pente de ces droites est de

Il est a` noter que la valeur de N 0S (point 1) (Fe-Cr-N) est plus faible que la limite de solubilite´ de l’azote dans la phase a correspondant

3,09.10-12.

M 1 223 – 10

0,15

t

Ces deux approches permettent d’estimer une valeur du produit de solubilite´ Ks a` 520  C controˆlant l’e´quilibre local entre le pre´cipite´ CrN et la matrice a ; Ks est tre`s faible (2.10-5 ou 1,6.10-6 suivant l’approche thermodynamique). A` notre connaissance, la bibliographie ne fait pas e´tat de valeurs de fractions massiques en azote et en chrome en phase ferritique, mesure´es expe´rimentalement en e´quilibre avec le pre´cipite´ CrN a` 520  C, autres que celles estime´es dans ce texte.

DNα

0,1

X2 Figure 13 – E´volution du parame`tre - Alliages Fe-3 %Cr-5 %Cr

Application : Fe-5 %Cr a` 520  C (Thermo-Calc SSOL2) [%N]a = 2.10-4 [%Cr]a = 8.10-3 Ks = 1,6.10-6

1.2.2.2

0,05

(Fraction atomique de Cr (%))-1

Staffanson [20] [21]. A` partir de cette approche, le produit de solubilite´ Ks a pour valeur 1,6.10-6 pour une tempe´rature de 520  C, pour des fractions massiques calcule´es en azote et en chrome respectivement dans la phase a de 2.10-4 et 8.10-3 (en %).

Fraction massique en azote (%)

Ｒ

1 Crs + N2 ↔ CrNs 2

(Profondeur de diffusion)2 / temps (m2/s)

Tableau 4 – Calcul de la variation de l’e´nergie de Gibbs standard de re´action de la formation de CrN

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ｒ￩ｦ￩ｲ･ｮ｣･＠ｉｮｴ･ｲｮ･ｴ ｍＱＲＲＴ

The´ories des traitements thermochimiques – Nitruration – Nitrocarburation Syste`mes binaire et ternaire fer-azote et fer-azote-carbone

Ｒ

Couche de combinaison par

Michel GANTOIS Professeur a` l’E´cole nationale supe´rieure des Mines et a` l’E´cole europe´enne d’inge´nieurs en Ge´nie de mate´riaux, Nancy

et

Jacky DULCY Inge´nieur de recherches CNRS Inge´nieur civil des Mines

1. 1.1 1.2

Syste`mes binaire et ternaire fer-azote, fer-azote-carbone ..... Syste`me binaire fer-azote ................................................................... Syste`me ternaire fer-azote-carbone ...................................................

2. 2.1 2.2

Principe de la re´action de nitruration ........................................ Pseudo e´quilibre he´te´roge`ne gaz/solide ........................................... Expression du KN en fonction de la pression partielle d’ammoniac 2.2.1 De´composition de NH3 pur ..................................................... 2.2.2 De´composition de NH3 dans un me´lange NH3 + N2 dilution 2.2.3 De´composition de NH3 dans un me´lange NH3 - NH3 (craque´) ....................................................................................

— — — — —

8 8 13 13 13

—

14

Transfert de l’azote dans l’e´tat solide ........................................ Syste`me binaire Fe–N ........................................................................ 3.1.1 Diffusion en syste`me polyphase´ ............................................. 3.1.2 Controˆle de la cine´tique de croissance de la couche g′ ......... Syste`me ternaire Fe–N–C ................................................................... 3.2.1 Description thermodynamique de la couche e sur la couche de diffusion a ........................................................................... 3.2.2 Croissance de la couche e sur la couche de diffusion a.........

— — — — —

15 15 15 20 22

— —

22 25

Conclusion........................................................................................

—

26

3. 3.1

ｐ｡ｲｵｴｩｯｮ＠Ｚ＠ｪｵｩｮ＠ＲＰＱＰ＠Ｍ＠ｄ･ｲｮｩ￨ｲ･＠ｶ｡ｬｩ､｡ｴｩｯｮ＠Ｚ＠､￩｣･ｭ｢ｲ･＠ＲＰＱＶ

3.2

4.

Pour en savoir plus..................................................................................

M 1 224 – 2 — 2 — 4

Doc. M 1 224

es traitements de nitruration et de nitrocarburation ont pour objectif, a` partir d’une re´action he´te´roge`ne de surface, de transfe´rer dans l’alliage me´tallique solide des atomes d’azote (nitruration) ou des atomes d’azote et de carbone (nitrocarburation). Bien que ces traitements ne concernent pas que les alliages ferreux, c’est incontestablement pour ceux-ci qu’ils sont le plus ge´ne´ralement mis en œuvre sur de nombreuses nuances d’acier. En effet, graˆce a` la formation des phases qui accompagnent le transfert de l’azote dans l’acier, on obtient, a` partir de la surface, un gradient de durete´ et un gradient de contraintes de

L

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M 1 224 – 1

ｒ￩ｦ￩ｲ･ｮ｣･＠ｉｮｴ･ｲｮ･ｴ ｍＱＲＲＴ THE´ORIES DES TRAITEMENTS THERMOCHIMIQUES – NITRURATION – NITROCARBURATION SYSTE`MES BINAIRE ET TERNAIRE FER-AZOTE ET FER-AZOTE-CARBONE –––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––

compression qui permettent d’ame´liorer, en particulier, les re´sistances a` l’usure et a` la fatigue. Excepte´ pour le cas des aciers inoxydables auste´nitiques, les traitements sont re´alise´s en phase ferritique, c’est-a`-dire a` des tempe´ratures comprises entre 380 et 580  C, cette dernie`re tempe´rature e´tant infe´rieure d’une dizaine de degre´s a` celle de la transformation eutectoı¨de dans le binaire fer-azote. L’approche the´orique des traitements de nitruration et de nitrocarburation est pre´sente´e pour les traitements qui mettent en œuvre des re´actions he´te´roge`nes gaz-solide (nitruration gazeuse par des me´langes contenant de l’ammoniac) pour lesquelles nous disposons de connaissances :

me´canisme est a` l’origine du durcissement par pre´cipitation de nitrures et de mise en contrainte de compression de la surface des aciers ; – une phase interme´tallique g ′ - Fe4N1-x non-stoechiome´trique entre 400 et 680  C (cf. figure 1). Ce nitrure de fer pre´sente une structure de type cubique face centre´e : un atome d’azote occupe le site octae´drique situe´ au centre de la maille cubique a` face centre´e constitue´e par les atomes de fer ; – une phase interme´tallique e - Fe2N1-x non-stoechiome´trique de structure hexagonale compacte dont les sites octae´driques sont occupe´s par une quantite´ variable d’atomes d’azote et de carbone, dans le cas du syste`me ternaire fer-azote-carbone Fe2(N, C)1-x.

1. Syste`mes binaire et ternaire fer-azote, fer-azote-carbone 1.1 Syste`me binaire fer-azote & Le diagramme d’e´quilibre fer-azote (figure 1) met en e´vidence la pre´sence des diffe´rentes phases e, g ′ et a, soit trois domaines monophase´s : – une solution solide d’insertion d’azote dans le fer a de structure cubique centre´e appele´e « couche de diffusion ». Celle-ci est le sie`ge de me´canisme de diffusion/pre´cipitation en pre´sence de chrome, vanadium, aluminium, titane etc., en solution. Ce

Des auteurs ([1], [2], [3], [4]), ont recalcule´ plus pre´cise´ment le diagramme binaire Fe-N a` l’aide de conside´rations thermodynamiques reposant sur les mode`les de solutions solides permettant de de´crire les phases interme´talliques e - Fe2N1-x et g ′ - Fe4N1-x pour lesquelles l’approximation des solutions solides dilue´es ne peut eˆtre utilise´e. Les mode`les de´veloppe´s mettent en œuvre les approches the´oriques de Langmuir, Wagner/Schottky, Gorsky/Bragg/William pour de´crire les phases g ′ - Fe4N1-x et e - Fe2N1-x couple´es au mode`le de sous-re´seaux introduit par Hillert et Staffanson relatifs aux phases contenant des e´le´ments substitutionnels et interstitiels. Le mode`le de sous-re´seaux permet d’exprimer l’e´nergie de Gibbs d’une solution solide sub-re´gulie`re [5].

Fraction massique en azote (en %) 3

4

5

6

770 °C

750

g

700

8

9

10

19,5 680 °C 650 °C 10,3 15,9 19,3 g’

650 a

600

7

0,4

8,8

592 °C

550

11

12

13

14

Fe,N

800

2

Fe,N

1

0

Fe,N

Température (en °C)

Ｒ

– thermodynamiques relatives aux syste`mes fer-azote et fer-azote-carbone ; – sur les me´canismes de transfert de matie`re en particulier a` l’interface gazsolide. Nous expliquerons ici la formation des nitrures et des carbonitrures de fer (couches de combinaison) a` partir des syste`mes fer-azote et fer-azote-carbone. Dans le second article, nous aborderons les me´canismes de diffusion/pre´cipitation dans les aciers allie´s contenant jusque 5 % de chrome (fraction massique) en vue d’expliquer la formation des pre´cipite´s nanome´triques qui confe`rent, par exemple, aux aciers 38CrMoV13 et 32crMoV5 de remarquables proprie´te´s me´caniques de surface.

e

` l’aide de ces conside´rations, les limites entre phases : &A

19,3

ε / γ ′ + ε, γ ′ / γ ′ + ε, γ ′ / γ ′ + α , α / γ ′ + α 508 °C

500

sont calcule´es a` partir des expressions analytiques donne´es dans le tableau 1. Le tableau 2 pre´sente les valeurs nume´riques de ces limites des diffe´rents domaines entre 350 et 590  C ([1], [2], [3], [4]).

480 °C

450 400

z

350

Par exemple a` 570  C la fraction atomique en azote a` l’interface sera soit : – a/g ′ + a est de 0,365 % (soit 0,092 % en poids) ; – g ′/g ′ + a est de 19,506 % (soit 5,712 % en poids) ; – g ′/g ′ + e est de 19,929 % (soit 5,858 % en poids) ; – e/g ′ + e est de 23,589 % (soit 7,165 % en poids).

300 0

4

8

12

16

20

24

28

32

36

40

Fraction atomique en azote (en %) Figure 1 – Diagramme d’e´quilibre binaire fer-azote

M 1 224 – 2

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ＵＸ

ｒ￩ｦ￩ｲ･ｮ｣･＠ｉｮｴ･ｲｮ･ｴ ｍＱＲＲＴ –––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––

THE´ORIES DES TRAITEMENTS THERMOCHIMIQUES – NITRURATION – NITROCARBURATION SYSTE`MES BINAIRE ET TERNAIRE FER-AZOTE ET FER-AZOTE-CARBONE

´ quations de´crivant les limites de phases dans le diagramme Fe-N Tableau 1 – E Limites de phases

T (en K)

Phase

y Nφ φ = α , γ ′, ε

a/g ′ + a

623 - 863

a

⎞ ⎛ 4 541 exp ⎜ − − 1,32⎟ ⎠ ⎝ T

g ′/g ′ + a

623 - 863

g′

g ′/g ′ + e

623 - 870

g′

e/g ′ + e

623 - 870

e

⎡ 7 558 ⎛ rN0, γ ′ rN, α / γ ′ ⎞ ⎤⎞ 1⎛ ⎜ 1 − exp ⎢ − + 2,978 + Ln ⎜ − 0 ⎟ ⎥⎟ T 4 ⎜⎝ rN , γ ′ ⎠ ⎥⎟⎠ ⎢ ⎝ rN, α / γ ′ ⎣ ⎦

Ｒ

⎡ 7 558 ⎛ rN0, γ ′ rN, γ ′ / ε ⎞ ⎤⎞ 1⎛ ⎜ 1 − exp ⎢ − + 2,978 + Ln ⎜ − 0 ⎟ ⎥⎟ T r 4 ⎜⎝ rN , γ ′ ⎠ ⎥⎟⎠ ⎢ ⎝ N, γ ′ / ε ⎦ ⎣ 5,758 × 10−2 + 6,621 × 10−4 × T − 5,345 × 10−7 × T 2 0,94242 − 6,621 × 10−4 × T + 5,345 × 10−7 × T 2

Tableau 2 – Diagramme Fe – N + 4 limites de phases a/g ’ + a

g ’/g ’ + a

g ’/g ’ + e

e/g ’ + e

T (en  C)

At N (en %)

N (en %)

At N (en %)

N (en %)

At N (en %)

N (en %)

At N (en %)

N (en %)

350

0,055

0,014

19,956

5,867

19,996

5,881

26,261

8,176

370

0,069

0,017

19,941

5,862

19,995

5,881

26,232

8,164

390

0,085

0,021

19,923

5,856

19,993

5,880

26,160

8,136

410

0,104

0,026

19,901

5,848

19,991

5,879

26,046

8,092

430

0,125

0,031

19,874

5,839

19,989

5,878

25,888

8,031

450

0,150

0,037

19,841

5,828

19,986

5,877

25,688

7,955

470

0,177

0,044

19,803

5,814

19,981

5,876

25,445

7,862

490

0,208

0,052

19,759

5,799

19,976

5,874

25,159

7,753

510

0,242

0,061

19,708

5,782

19,969

5,871

24,831

7,628

530

0,280

0,070

19,649

5,761

19,959

5,868

24,460

7,489

550

0,321

0,080

19,582

5,738

19,946

5,864

24,046

7,334

570

0,365

0,092

19,506

5,712

19,929

5,858

23,589

7,165

590

0,414

0,104

19,422

5,683

19,907

5,850

23,089

6,981

y Nφ = fraction atomique d’azote dans la phase

Ces calculs montrent qu’a` 570  C, le nitrure g ′ - Fe4N1-x a un domaine de composition en azote de 0,146 % en fraction massique (soit 0,423 % en fraction atomique). Il est a` remarquer que le nitrure g ′ - Fe4N1-x non-stoechiome´trique devient stoechiome´trique Fe4N en dessous de 400  C environ. Quant au nitrure e - Fe2N1-x il pre´sente un large domaine de stabilite´ en azote d’environ 4 % en fraction massique entre 7 et 11 % (soit 10 % en fraction atomique).

dans le sous réseau interstitiel [5] c ×yφ N a 1 + y Nφ × c

× 100 = fraction atomique d′ azote en % a dans le système Fe −N % At N =

%N=

Les figures 2, 3 et 4 pre´sentent les diffe´rents domaines de phases du diagramme binaire fer-azote calcule´s a` l’aide des e´quations de´crites dans le tableau 1, sur lesquelles est indique´e la tempe´rature du palier eutectoı¨de a` 592  C (cf. figure 1).

Mfer

c ×yφ N a + y Nφ × c

Mazote

× 100 = fraction massique d′ azote en % a

dans le système Fe −N c

cNφ =

Les limites de phases (cf. tableau 2), exprime´es en % At N et % N, sont calcule´es a` partir des expressions suivantes :

a × y φ × 1 = concentration en azote en mole N NAv Vφ m3

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ＵＹ

M 1 224 – 3

ｒ￩ｦ￩ｲ･ｮ｣･＠ｉｮｴ･ｲｮ･ｴ ｍＱＲＲＴ

600

Température (en °C)

Température (en °C)

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Palier eutectoïde

550

600

Palier eutectoïde e+g’

550 a+g’

a

Ｒ

g’

500

500

a+g’ 450

450

400

400

350 0

0,1

350 19,2

0,2 0,3 0,4 0,5 Fraction atomique en azote (en %)

nombre d’Avogadro,

VF

volume de la phase F par atome de fer.

Température (en °C)

NAv

Mfer = 56 g/mole, Mazote = 14 g/mole

c

: si la structure est cubique centre´e ; a=3

= 1 : si la structure est cubique face centre´e ou hexagonale a compacte, c

( )

Ln rN0, γ ′ =

(

)

(

)

Ln rN, α / γ ′ Ln rN, γ ′ / ε avec

tempe´rature en Kelvin,

Ln ( )

logarithme ne´pe´rien.

g’ 550

a+g’

e+g’

e

450

400

350 19 20 21 22 23 24 25 26 27 28 29 Fraction atomique en azote (en %) Figure 4 – Diagramme Fe - N – Limites des domaines g ’/g ’ + e et e/g ’ + e

& Dans le syste`me binaire Fe – N, il est possible d’avoir les configurations suivantes, lors de l’enrichissement en azote d’un fer pur, avec les couches suivantes :

1.2 Syste`me ternaire fer-azote-carbone

– diffusion a ; – combinaison g ′ sur une couche de diffusion a ; – combinaison e + g ′ sur une couche de diffusion a.

Dans le syste`me ternaire Fe–N–C, il est possible d’avoir les meˆmes configurations que dans le syste`me binaire Fe–N, auxquelles il faut en ajouter d’autres telles que la pre´sence des domaines biphase´s Fe3C + e et a + e. En effet, il est possible, pour une fraction massique en azote, une activite´ en carbone et une tempe´rature bien de´termine´es, d’obtenir une couche de combinaison monophase´e e sur une couche de diffusion a.

Le tableau 3 donne les expressions du parame`tre de maille et du volume VF par atome de fer des phases a, g’ et e en fonction de y Nφ [1].

Bien que la pre´sence de la couche e, monophase´e a` la surface de la couche de diffusion a, ait e´te´ observe´e expe´rimentalement par diffe´rents auteurs [6], [7], [8], notamment par Ge´rardin et al. de`s 1977 lors d’un traitement de nitrocarburation ionique a` partir d’un me´lange CH4 - N2 - H2 a` 570  C.

Il est a` noter qu’en syste`me binaire Fe – N, la pre´sence de la phase e implique obligatoirement la pre´sence de la phase g ′ sous jacente a` la surface du fer pur.

M 1 224 – 4

600 Palier eutectoïde

500

6 350 − 12,5 T 4 555 = − 12,88 T 60 536 = − 9,63 + − 56,85 T

T

19,6 19,8 20,0 Fraction atomique en azote (en %)

Figure 3 – Diagramme Fe – N – Limites de phases g ′/g ′ + a et g ′/g ′ + e

Figure 2 – Diagramme Fe – N – Limite de phases a /g ’ + a

avec

19,4

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ＶＰ

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–––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––

Tableau 3 – E´volution des parame`tres de maille de la phase F en fonction de y Nφ . Expression du volume de la phase F par atome de fer (F = a , g ′, e) Phase f

Vf

Parame`tres de maille (en nm)

a

1 3 × (aα ) 2

aα = 0,28663 + 0,20505 × y Nα

g′

1 × aγ ′ 4

3

Activité en carbone

7 Fe3C 6

5

Ｒ

aε = 0,25813 + 0,0389 × y Nε c ε = 0,42723 + 0,0318 × y Nε

1 2 × (aε ) × (c ε ) × 31/ 2 4

e

Fraction massique en carbone (en %)

⎞ ⎛1 aγ ′ = 0,37988 − 0,095315 × ⎜ − y Nγ ′ ⎟ ⎠ ⎝4

( )

4 Fe3C

3,5

Fe3C + e

3

Fe3C + e

g’+a

2,5

e

4 2 g’

3 1,5

Fe3C + a + e

g ’+ e 2

a

1 e

1

0,5 g’+a+e a

0 0

e+g’

g’+a 1

2

3

4

0 0

5 g’ 6 7 8 9 Fraction massique en azote (en %)

1

2

3

4

5 6 7 8 9 Fraction massique en azote (en %)

Figure 5 – Fe–N–C : coupe isotherme et transformation : Fe3C + g ′ Æ e + a a` 510  C

Figure 6 – Fe–N–C : coupe isotherme et transformation : Fe3C + g ′ Æ e + a a` 510  C pour une activite´ carbone de 3,10

& Cette configuration de couche e/a a souvent souleve´ de nombreuses interrogations sur sa justification thermodynamique. Le diagramme ternaire Fe-C-N [9] ne pre´voit pas la pre´sence du domaine biphase´ a + e.

– a` 586  C : transformation eutectoı¨de : e + g ′ + a Æ g (figures 9 et 10) ; – a` 595  C : transformation du type pe´ritectoı¨de : e + a Æ Fe3C + g (figures 11 et 12).

En 1994, l’approche thermodynamique, de´veloppe´e par Kunze [10] et Du [11], donne une description comple`te du diagramme Fe-C-N et pre´voit les diffe´rentes transformations dans l’e´tat solide, observe´es expe´rimentalement, notamment la pre´sence du domaine biphase´ a + e. Ainsi, il est possible d’obtenir un chemin de diffusion pour cre´er la phase e sur la couche de diffusion a sans avoir la pre´sence de la couche g ′. Les donne´es thermodynamiques publie´es par Du, concernant le diagramme ternaire Fe–C–N, ont e´te´ inte´gre´es dans la base de donne´es SSOL2 du logiciel Thermo-Calc [12].

 L’application de la re`gle de Gibbs permet d’expliquer pourquoi ces transformations ont lieu a` tempe´rature constante :

V =C +2−φ avec

& Pour comprendre, du point de vue thermodynamique, la nature, la composition, et la proportion des phases pre´sentes a` l’e´quilibre a` une tempe´rature de´termine´e, nous avons trace´, a` l’aide du logiciel Thermo-Calc, diffe´rentes coupes isothermes montrant les trois types de transformations observe´es dans l’e´tat solide : – a` 510  C : transformation du type pe´ritectoı¨de : Fe3C + g ′ Æ e + a (figures 5 et 6) ;

V

nombre de degre´s de liberte´,

C

nombre de composants, soit 3 (Fe, N C),

f

nombre de phases : 4 phases mises en œuvre dans chacune des re´actions ci-dessus,

2

nombre de variables inde´pendantes pour de´crire le syste`me : tempe´rature et pression.

La pression e´tant fixe´e a` 1 atmosphe`re, la re`gle de Gibbs devient V = C + 1 - f, soit V = 3 + 1 - 4, alors V = 0 donc chacune des transformations a lieu a` tempe´rature constante.

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M 1 224 – 5

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en carbone comprise entre 0,67 % et 1 % pour une fraction massique en azote de 5,5 % (figure 7) ; – a` 595  C, la juxtaposition des deux domaines triphase´s g + e + Fe3C et g + a + Fe3C (figure 11) implique la transformation e + a Æ Fe3C + g correspondant a` la disparition du domaine biphase´ e + a pour une activite´ carbone de 1,95 (figure 12 et tableau 4).

 La comparaison des figures 5, 7 et 11 montre la pre´sence du domaine biphase´ e + a entre 510 et 595  C :

Fraction massique en carbone (en %)

 Les figures 9 et 10 de´crivent la transformation eutectoı¨de a` ` 586  C conduisant a` la formation de la phase auste´nitique g . A

7 Fe3C 6

5

4 Fe3C + e 3

1,0 0,9

e

Fe3C + a + e

0,8 0,7 0,6

e+g’

0,5

a+e

0,4

Fe3C + a + e

0,3 2

g’+e+g e

0,2

g’+a

1 e+a

a

2

3

4

g

g

a+g’

+g

2

3

g’

a+g’

1

4

5

6 7 8 9 g’ Fraction massique en azote (en %)

6 9 5 7 8 Fraction massique en azote (en %)

Figure 9 – Fe–N–C : coupe isotherme a` 586  C – Transformation e + g′ + a Æ g

Activité en carbone

Figure 7 – Fe–N–C : coupe isotherme a` 570  C

4

Fe3C

+

e+

0 0

1

0

3,5

a

0,1

e+g’

g’+a+e

a

0

Activité en carbone

Ｒ

Fraction massique en carbone (en %)

– a` 510  C, la juxtaposition des deux domaines triphase´s Fe3C + a + e et g ′ + a + e conduit a` l’apparition du domaine biphase´ e + a duˆ a` la transformation Fe3C + g ′ Æ e + a (figure 5), pour une activite´ carbone de 3,10 (l’e´tat standard pour le carbone est le graphite) (figure 6 et tableau 4) ; – a` 570  C, le domaine biphase´ e + a (figure 8) existe pour une activite´ carbone comprise entre 1 et 2,2 soit une fraction massique

Fe3C + e

3

0,8 a+e

0,7

e+g

g+a

0,6

g+g’ e

0,5

2,5

0,4

2 a+e

g’

a

e

e+g’

0,3

1,5

g’+a

0,2 1 0,1 g’

g’+a

0,5

a

e+g’ 0 0

0 0

1

2

3

4

Figure 8 – Fe–N–C : coupe isotherme a` 570  C - Pre´sence du domaine e + a pour une activite´ carbone comprise entre 1 et 2,2

M 1 224 – 6

1

2

3

4

5 6 7 8 9 Fraction massique en azote (en %)

5 6 7 8 9 Fraction massique en azote (en %)

Figure 10 – Fe–N–C : coupe isotherme et transformation e + g ′ + a Æ g a` 586  C pour une activite´ carbone de 0,63

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ｒ￩ｦ￩ｲ･ｮ｣･＠ｉｮｴ･ｲｮ･ｴ ｍＱＲＲＵ

Ce´mentation par le carbone et carbonitruration Proce´de´s par

Claude LEROUX Inge´nieur du Conservatoire national des Arts et Me´tiers (CNAM) Consultant

1. 1.1 1.2

De´finitions et principes ................................................................. Ce´mentation ....................................................................................... Carbonitruration .................................................................................

2.

Traitement en milieu solide : ce´mentation solide ou en caisse......................................................................................

—

4

3.

Traitement en milieu liquide : ce´mentation et cyanuration (carbonitruration) en bain de sels ............................................... Bains de sels cyanure´s ....................................................................... 3.1.1 Chimie des bains ..................................................................... 3.1.2 Types de bain et composition ................................................. 3.1.3 Re´sultats obtenus .................................................................... Bains de sels non cyanure´s ...............................................................

— — — — — —

5 5 5 5 6 6

—

7

— — — — — — — — —

7 7 10 11 17 18 19 20 20

— — —

20 20 20

— — — —

22 22 23 23

— — — —

23 23 23 24

6.5

Pre´parations avant traitement ..................................................... Nettoyage avant traitement ............................................................... Protection ou re´serve ......................................................................... Activation par oxydation pre´alable ................................................... Activation par injection d’ammoniac en de´but de cycle de ce´mentation gazeuse (brevet : 0108329) ...................................... Cas particulier des aciers inoxydables auste´nitiques .......................

— —

24 25

7.

Post-traitements .............................................................................

—

25

8. 8.1 8.2

Aspects me´tallographiques des couches obtenues ................. Cas de la ce´mentation ........................................................................ Cas de la carbonitruration .................................................................

— — —

25 25 27

3.1

3.2 4. 4.1

4.2 4.3 4.4 4.5 4.6 5. 5.1

5.2 5.3 6. 6.1 6.2 6.3 6.4

Traitement en milieu gazeux......................................................... Ce´mentation et carbonitruration gazeuses (a` la pression atmosphe´rique) .................................................................................. 4.1.1 Gaz support .............................................................................. 4.1.2 Gaz d’addition .......................................................................... 4.1.3 Controˆle et re´gulation des atmosphe`res ................................ Ce´mentation basse pression .............................................................. Carbonitruration sous basse pression ............................................... Ce´mentation assiste´e par plasma ...................................................... Controˆle et re´gulation des milieux de carburation directe ............... Surcarburation ................................................................................... Traitements thermiques apre`s ce´mentation ou carbonitruration ........................................................................ Durcissement par trempe ................................................................... 5.1.1 Cycles de trempe ..................................................................... 5.1.2 Influence des diffe´rents parame`tres de durcissement par trempe ............................................................................... 5.1.3 Trempe apre`s chauffage par induction ................................... Revenu de de´tente ............................................................................. Traitement par le froid ou traitement sub-ze´ro .................................

M 1 225 – 2 — 2 — 3

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Pour en savoir plus.................................................................................. Doc. M 1 226v2

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ｒ￩ｦ￩ｲ･ｮ｣･＠ｉｮｴ･ｲｮ･ｴ ｍＱＲＲＵ CE´MENTATION PAR LE CARBONE ET CARBONITRURATION ––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––

C

1. De´finitions et principes Dureté HRC

Ｒ

e´mentation et carbonitruration (qu’il conviendrait de nommer ce´mentation par le carbone (ou carburation) et ce´mentation par le carbone et l’azote) sont deux traitements thermochimiques voisins. Dans les deux cas, l’e´le´ment de diffusion principal est le carbone, l’azote intervenant en carbonitruration pour favoriser le durcissement par le carbone (ame´lioration du transfert et de la diffusion du carbone, e´le´vation de la trempabilite´ de la couche ce´mente´e graˆce a` l’enrichissement en azote), pour apporter un taux d’interstitiel plus important et contribuer au durcissement et au taux de contraintes re´siduelles. La carbonitruration ne concerne que les plus faibles profondeurs de diffusion (< 0,6 mm environ). Il faut distinguer de la carbonitruration les traitements active´s et/ou ame´liore´s par injection d’ammoniac, soit en premie`re phase comme e´le´ment de de´passivation, soit en dernie`re phase (proce´de´ « flash azote ») pour ame´liorer le durcissement. Le durcissement est obtenu par trempe et les cycles de traitement thermique apre`s diffusion sont conduits selon les meˆmes principes. Les aciers employe´s appartiennent aux meˆmes familles. Les applications sont comparables, et le choix de l’un ou l’autre des proce´de´s, a` profondeurs e´quivalentes reposent sur des conside´rations incluant la mise en œuvre du proce´de´, le choix de l’acier, un second article [M 1 226] traite pre´cise´ment des mises en œuvre. Jusqu’a` l’arrive´e des proce´de´s basse pression, la carbonitruration supplantait la ce´mentation pour les faibles profondeurs. Ces dernie`res anne´es, la ce´mentation basse pression a conquit une part du champ d’application de la carbonitruration. Et on commence seulement a` envisager la carbonitruration basse pression.

1.1 Ce´mentation Le traitement de ce´mentation (carburation) applique´ aux aciers est un traitement thermochimique superficiel d’enrichissement en carbone re´alise´ en phase auste´nitique, ge´ne´ralement 900 a` 980  C, des tempe´ratures plus e´leve´es peuvent eˆtre envisage´es en ce´mentation basse pression (sous re´serve d’une compatibilite´ me´tallurgique).

30 0

0,10

0,20

0,30

0,40

0,50

0,60

0,70

0,80

Teneur en carbone (en % en masse) ´ volution de la durete´ en fonction de la teneur en carbone Figure 1 – E pour divers taux de martensite

& Applique´e sur un acier a` faible teneur en carbone, la ce´mentation est un moyen de durcissement superficiel permettant d’assurer une forte mise en pre´contrainte de compression de la surface et une bonne re´sistance a` l’usure graˆce a` l’obtention d’une martensite a` haute teneur en carbone, tout en garantissant a` cœur une bonne ductilite´ lie´e a` l’obtention d’une martensite a` bas carbone (la transformation martensitique du cœur sera, selon la trempabilite´ de l’alliage et la section de la pie`ce a` traiter, totale ou partielle).

)

Vr 700 = 284 300 pour les aciers faiblement alliés. La recherche d’une durete´ maximale conduit a` obtenir des teneurs superficielles en carbone comprises entre 0,7 et 0,9 % de carbone (proches de l’eutectoı¨de).

M 1 225 – 2

99,9 95 90 80 50

Teneur en martensite (en %)

40

On sait que le durcissement superficiel d’un alliage fer-carbone par transformation martensitique est directement relie´ a` sa teneur en carbone (figure 1) [1], et selon la relation :

(

60

50

& Il est destine´ a` obtenir, apre`s refroidissement par trempe, un durcissement superficiel, installant un gradient de durete´ de la surface vers le cœur.

Dureté HV de la martensite = 127 + 949 × %C + 21Log0 Vr 700

70

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Tableau 1 – Teneurs en carbone pour une activite´ carbone dans l’auste´nite e´gale a` 1 Tempe´rature (en  C)

Teneur ponde´rale en carbone dans l’auste´nite pour une activite´ carbone Ac = 1 (en %)

760

0,77

800

0,88

850

1,04

880

1,13

[D= 100(0,07 + 0,6 %C)exp(-16 000/T)] pour une teneur en carbone de l’acier de 0,20 % 4·10-5 3,5·10-5 3·10-5 2,5·10-5 2·10-5 1,5·10-5 1·10-5 5·10-6 0 850

900

950

1 000 1 050 Température (en °C)

Figure 2 – Influence de la tempe´rature sur le coefficient de diffusion

900

1,2

920

1,26

940

1,325

2,5·10-5

960

1,385

2·10-5

980

1,45

[D= 100(0,07 + 0,6 %C)exp(-16 000/T)] à 940 °C

1,5·10-5 1·10-5

Ces valeurs correspondent a` la saturation de l’auste´nite a` la tempe´rature conside´re´e.

0,5·10-5

Les profondeurs de diffusion du carbone seront pratiquement limite´es a` 4 mm pour des raisons e´conomiques e´videntes (des applications plus profondes, jusqu’a` 6 mm, ont pu eˆtre re´alise´es, notamment sur des cames de gros moteurs marins).

0 0

0,2

0,4

0,6

0,8 1 Carbone (en %)

Figure 3 – Influence de la teneur en carbone sur le coefficient de diffusion D

Les fortes profondeurs seront re´serve´es aux pie`ces de me´canique lourde, les profondeurs les plus courantes varient de 0,3 a` 2,5 mm.

tempe´rature) et de capacite´ du mate´riel, d’ou` l’avantage des fours a` vide employe´s en ce´mentation basse pression, mieux adapte´s aux hautes tempe´ratures.

& Choix des parame`tres de ce´mentation Les me´canismes qui pilotent la ce´mentation ont a e´te´ de´crits en [M 1 222]. Ils se de´composent en 2 e´tapes.

1.2 Carbonitruration

 E´tape 1 : transfert de carbone du milieu d’enrichissement vers la surface en relation avec l’activite´ carbone (Ac) a` l’interface gaz – solide ou milieu de traitement-solide en ge´ne´ral, les re´sistances de transfert (R) et le coefficient de transfert de masse b. Ces parame`tres aboutissent a` la de´finition d’un potentiel carbone Pc qui de´terminera la quantite´ de carbone pouvant eˆtre transfe´re´e (cf. § 3 en [M 1 222]). Les meilleurs transferts s’obtiennent pour des valeurs d’activite´ du milieu, proches de la valeur de l’activite´ a` saturation de l’auste´nite (tableau 1). Il en re´sulte que les cine´tiques de transfert seront optimum pour des potentiels carbone e´leve´s, proches de la valeur a` saturation de l’auste´nite a` la tempe´rature conside´re´e.

La carbonitruration est un traitement thermochimique de diffusion de carbone et d’azote. L’azote, comme le carbone, diffuse en solution solide d’insertion dans le fer, toutefois l’azote n’est pas utilise´ comme le carbone pour obtenir une solution sursature´e du type martensitique apre`s refroidissement rapide, mais majoritairement pour modifier les cine´tiques de re´action du milieu carburant et de diffusion du carbone dans l’acier ainsi que la cine´tique de la transformation martensitique, et secondairement pour contribuer au taux d’interstitiel dans la martensite. On se reportera a` l’article [M 1 115].

 E´tape 2 : diffusion en phase auste´nitique du carbone soumise au coefficient de diffusion Dcg dont la valeur est en relation avec la tempe´rature. Le coefficient de diffusion est pratiquement multiplie´ par 4 entre 860 et 980  C (figure 2). Certaines expressions font ressortir l’e´volution du coefficient de diffusion avec l’e´volution de la teneur en carbone dans l’acier (figure 3) montrant une chute d’environ 30 % entre 0,2 et 0,8 %C. L’ensemble de ces donne´es est base´ sur des e´tudes d’aciers faiblement allie´s sans me´canismes de diffusion-pre´cipitation rencontre´es sur les aciers fortement allie´s comme les aciers inoxydables riches en chrome (cf. [M 1 222] § 3.2). Sur un plan pratique, la tempe´rature est limite´e pour des raisons me´tallurgiques lie´es aux aciers (grossissement de grain), ge´ome´triques (les de´formations par fluage et flambage augmentent avec la

& En re´sume´, l’azote : – augmente le domaine de la solubilite´ du carbone dans l’auste´nite par abaissement des points de transformation a Æ g ; – abaisse le point Ms et augmente la stabilite´ de l’auste´nite de la couche carbonitrure´e par rapport a` une couche ce´mente´e a` teneur en carbone e´quivalente, augmentant ainsi fortement la trempabilite´ ; – accroıˆt sensiblement la durete´ apre`s trempe par suite d’un taux d’interstitiel supe´rieur. Ainsi, le niveau des contraintes en compression de la couche durcit. Ces avantages s’accompagnent toutefois du risque d’obtenir de l’auste´nite re´siduelle apre`s trempe, si la teneur en azote de la couche est trop e´leve´e, ou si les conditions de trempe sont de´favorables.

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& Le ce´ment est constitue´ de carbone amorphe, ge´ne´ralement du charbon de bois additionne´ d’un activateur, le carbonate de baryum BaCO3. Il se pre´sente soit sous forme de granule´s reconstitue´s a` partir d’un me´lange de charbon de bois (60 a` 75 %) et de carbonate de baryum (25 a` 40 %) en poudre, soit sous forme de morceaux de charbon de bois finement concasse´s enrobe´s de carbonate de baryum en pre´sence d’un lait de chaux comme fixateur. Seules les poudres ou granule´s, de diffe´rentes granulome´trie, sont encore utilise´es.

En excluant les traitements effectue´s dans le domaine a (pour lesquels on parlera de nitrocarburation) et dans le domaine a + g de carbonitruration a` basse tempe´rature, on peut conside´rer que la carbonitruration est un traitement thermochimique de ce´mentation active´ par l’azote.

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& De ces conside´rations, il re´sulte un certain nombre d’avantages de la carbonitruration par rapport a` la ce´mentation : – re´duction du temps de traitement ; – abaissement de la tempe´rature de traitement (780 a` 875  C) ; – augmentation de la trempabilite´ de la couche enrichie, permettant d’obtenir, a` vitesse de refroidissement donne´e, un meilleur durcissement (cas des aciers non allie´s) ou permettant de re´duire la vitesse de refroidissement (cas des aciers allie´s). Cette augmentation permet notamment la trempe e´tage´e a` des tempe´ratures de 160 a` 180  C e´pargnant les revenus de de´tente et assurant une chronologie des transformations cœur-surface favorable aux mises en compression de la surface et a` une re´duction des de´formations.

& Le principe de la ce´mentation se rame`ne, en fait, a` une ce´mentation gazeuse par suite des re´actions de de´composition suivantes :

BaCO3 → BaO + CO2

(1) CO2 + C  2 CO

(2)  Dans le sens (1) formation de CO, la re´action se fait avec le carbone amorphe contenu dans le ce´ment.

& Il de´coule de ces conside´rations des inte´reˆts technico-e´conomiques e´vidents : – moindre couˆt graˆce a` la re´duction des temps, a` l’abaissement des tempe´ratures, a` la possibilite´ d’utiliser des nuances d’aciers non allie´s et en e´conomisant les revenus de de´tente dans le cas des trempes e´tage´es en huile chaude ou bain de sels ; – meilleure maıˆtrise des de´formations graˆce aux conditions de traitement moins se´ve`res au chauffage et au refroidissement.

 Dans le sens (2) de de´composition du CO, on obtient la re´action de ce´mentation, le carbone diffuse dans le fer.  Dans le cas du ce´ment enrobe´, il s’ajoute un de´gagement de vapeur d’eau duˆ au lait de chaux utilise´ pour fixer le carbonate conduisant aux re´actions d’e´quilibre du gaz a` l’eau :

H2O + C  H2 + CO 2H2O + C  2H2 + CO2

& Toutefois, la carbonitruration sera limite´e a` l’obtention de couches peu profondes, infe´rieures a` 0,6 mm (ordre de grandeur). En effet, le maintien d’une teneur en azote actif dans le milieu carburant durant un temps tre`s long conduirait a` une teneur en azote trop e´leve´e en surface et, par conse´quent, a` des difficulte´s de durcissement par une trop grande re´tention d’auste´nite. Par ailleurs, l’influence de l’azote sur la cine´tique de traitement est de moins en moins marque´e au fur et a` mesure que le temps de traitement augmente. Les tempe´ratures de traitement n’exce`deront pas 900  C, pour maintenir une action efficace de l’azote dans la re´action gaz-me´tal. La carbonitruration s’accompagne souvent du choix d’une nuance d’acier a` plus haute teneur en carbone produisant une durete´ a` cœur relativement e´leve´e compensant la plus faible profondeur d’enrichissement. Lors d’un traitement de ce´mentation profonde en milieu gazeux, il est possible d’ame´liorer la capacite´ de durcissement superficiel en injectant de l’ammoniac en fin de cycle (technique dite du « flash azote »). Il est e´galement possible de commencer le cycle en pre´sence d’ammoniac afin d’ame´liorer la re´action de transfert (cf. § 6.1).

Le de´gagement d’hydroge`ne est favorable a` la re´action de carburation. & D’une manie`re pratique, les pie`ces sont place´es dans des caisses en acier re´fractaire au chrome sur un lit de ce´ment, convenablement espace´es les unes des autres et recouvertes d’une couche de ce´ment de 1 a` 2 cm d’e´paisseur, avant de disposer un second e´tage de pie`ces, et ainsi de suite. Une fois pleine, la caisse est ferme´e par un couvercle e´tanche et e´ventuellement lute´e a` la terre. Un passage de te´moin de controˆle peut eˆtre me´nage´ a` travers une des parois de la caisse (ou d’une des caisses de la fourne´e) de fac¸on a` pre´lever un te´moin afin de ve´rifier la profondeur de ce´mentation avant de´fournement. & Le potentiel carburant du ce´ment est mesure´ en ce´mentant des e´prouvettes en acier doux et analyse des copeaux pre´leve´s a` la surface de celles-ci. Le potentiel est ajuste´ en me´langeant ce´ment neuf et ce´ment utilise´. Un controˆle sur clinquant peut e´galement eˆtre pratique´ (cf. § 4.3). La maıˆtrise de la profondeur de ce´mentation est en effet assez difficile car la richesse du ce´ment peut eˆtre mal connue et surtout le temps re´el de ce´mentation n’est pas bien de´termine´ car le temps de monte´e en tempe´rature est impre´cis. En premie`re approximation, avec un ce´ment de 0,9 % de potentiel carbone, la pe´ne´tration du carbone est donne´e par la figure 4.

2. Traitement en milieu solide : ce´mentation solide ou en caisse

Profondeur totale (en mm) 1

950 °C

0,75

Ce proce´de´ n’est cite´ que pour me´moire. Il n’est pratiquement plus utilise´ industriellement. Des poudres de ce´mentation sont ne´anmoins toujours commercialise´es pour des travaux ponctuels et des ope´rations de´passant la capacite´ des fours sous atmosphe`re.

Durée de montée en température : 2h

0,25 0

Le principe est de noyer les pie`ces a` traiter dans un ce´ment solide a` base de charbon de bois, le tout e´tant maintenu dans une caisse ferme´e porte´e a` la tempe´rature de ce´mentation (900 a` 950  C).

M 1 225 – 4

900 °C

0,50

1

2

3

4 5 6 7 Durée totale (en h)

Figure 4 – Relation entre la profondeur totale de ce´mentation et la dure´e totale de l’ope´ration a` tempe´rature constante apre`s ce´mentation en caisse

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 A` la tempe´rature de traitement, le cyanate se de´compose en carbonate et en cyanure et libe`re du monoxyde de carbone et de l’azote actif :

& Le ce´ment a e´te´ e´galement utilise´ pour assurer la ce´mentation durant une ce´mentation gazeuse, de tre`s fins orifices (type injecteur de moteur Diesel) pour lesquels la ce´mentation gazeuse est assez inefficace.

4 CNO− → CO3−− + 2 CN− + CO + 2N

Ce proble`me a e´te´ re´solu par la ce´mentation basse pression qui offre un bon pouvoir de pe´ne´tration dans de faibles orifices.

(2)

 L’azote diffuse dans le fer, alors que le CO se de´compose en surface des pie`ces

2 CO → CO2 + C

Apre`s ce´mentation, refroidissement lent et enle`vement de l’enveloppe, les pie`ces sont reprises en trempe apre`s chauffage sous atmosphe`re controˆle´e, ou en bain de sels neutres, la trempe directe est ge´ne´ralement exclue.

(3)

 Le dioxyde de carbone forme´ est imme´diatement re´duit en oxyde de carbone par le cyanure, avec transformation en cyanate qui est de fait le ve´ritable agent actif du bain :

CO2 + CN− → CNO− + CO

3. Traitement en milieu liquide : ce´mentation et cyanuration (carbonitruration) en bain de sels

(4)

Le carbonate produit dans la re´action (2) est stable a` la tempe´rature d’emploi du bain, c’est un produit de fin de re´action dans lequel se de´composera tout le cyanure. Il conviendra de controˆler la composition en carbonate du bain sous peine d’obtenir une perte d’activite´. Une partie du CO forme´ lors de la re´action (2) vient bruˆler en surface et ne conduit pas a` la re´action (3) de ce´mentation.  Si le bain est insuffisamment ae´re´, le cyanure se de´compose en cyanamide avec formation de carbone.

Le milieu liquide est un bain de sels en fusion riche en produits carburants ou carbonitrurants dans lequel on immerge les pie`ces. Ce proce´de´ fortement de´veloppe´ jusqu’aux anne´es 1970 a beaucoup de´cru, voire disparu dans les pays soumis aux re´glementations sur l’environnement.

2 CN− → CN2−− + C

Cette re´action exclut la diffusion d’azote, elle devrait eˆtre recherche´e si on cherche a` privile´gier la ce´mentation par rapport a` la carbonitruration. Toutefois, elle est plus rapide que la re´action d’absorption et diffusion du carbone par l’acier et conduit a` un e´paississement du bain et a` la formation d’une crouˆte importante en surface due aux remonte´es de carbone. Lors de la sortie des pie`ces du bain, les particules de carbone se collent sur leur surface, geˆnent la trempe et sont souvent la cause de plages douces. Pour e´viter ces inconve´nients, on emploie des diluants et des activateurs. Les diluants n’interviennent pas sur la re´action de carburation, ils agissent seulement sur la tempe´rature de fusion et sur la viscosite´ du bain. Ce sont des chlorures alcalins (NaCl, KCI). Les activiteurs ont pour effet de favoriser et controˆler la re´action de de´composition du cyanure en cyanamide – re´action (5). C’est le plus souvent du chlorure de baryum (BaCl2) additionne´ d’un peu de chlorure de strontium (SrCl2).  Le baryum complexe le radical cyanamide et la re´action devient :

Les raisons essentielles sont lie´es principalement a` la nature cyanure´e de ces bains. Des formulations sans cyanure ont e´te´ de´veloppe´es pour s’affranchir de cet aspect mais l’efficacite´ relative de ces formules et les contraintes des bains de sels meˆme exempts de cyanures n’ont pas permis de maintenir la place de cette technique par rapport aux proce´de´s gazeux.

3.1 Bains de sels cyanure´s Dans ces bains, le produit fournissant le carbone est toujours un cyanure alcalin, le cyanure de sodium NaCN e´tant plus e´conomique et plus efficace que le cyanure de potassium KCN. La de´composition du cyanure s’accompagne e´galement d’une libe´ration d’azote. Il s’agit donc toujours d’une carbonitruration, la diffusion d’azote est cependant variable avec la composition du bain et principalement avec la teneur en cyanure alcalin.

Ba (CN)2 → BaCN2 + C

Il existe trois types de bains : – bains non active´s a` haute teneur massique en cyanure (30 a` 40 %) pour lesquels la diffusion d’azote est importante avec pour conse´quence une limitation de la teneur en carbone. Ce sont les ve´ritables bains de carbonitruration ; leur emploi est limite´ a` 870  C ; – bains active´s ou acce´le´re´s a` moyenne teneur en cyanure (15 a` 20 %) employe´s jusqu’a` 900  C, bien adapte´s aux faibles profondeurs, faciles a` employer graˆce a` leur fluidite´ ; – bains active´s a` faible teneur en cyanure (8 a` 10 %) pour la ce´mentation profonde employe´s jusqu’a` 950  C.

3.1.2 Types de bain et composition & Bains de cyanuration non active´s La teneur en cyanure n’ayant plus d’effet au-dela` d’une valeur de l’ordre de 20 % sur la teneur en carbone de la couche ce´mente´e et sur la vitesse de ce´mentation (figure 5), on se limitera a` cette valeur. La teneur en azote obtenue est alors suffisante pour assurer l’augmentation de la trempabilite´. Des teneurs en azote supe´rieures auraient pour inconve´nient d’entraıˆner des teneurs en auste´nite re´siduelle apre`s trempe trop e´leve´es. Le cyanure du bain e´tant continuellement oxyde´, le bain devra eˆtre enrichi par un me´lange plus riche en CN- qui, selon les conditions d’oxydation lie´es a` l’emploi (surface du bain, entraıˆnement), aura une teneur en cyanure allant de 35 a` 70 % pour atteindre une composition en re´gime d’utilisation apre`s oxydation voisine de : – cyanure de sodium : 20 % ; – carbonate de sodium : 30 % ; – diluant : 50 %.

3.1.1 Chimie des bains & Les principales re´actions chimiques sont les suivantes :  Au contact de l’air, le cyanure de sodium s’oxyde en formant du cyanate NaCNO (Na+CNO-) :

2 CN− + O2 → 2 CNO−

(5)

(1)

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Teneur moyenne en carbone ou en azote de chaque 1/10 de mm (en % en masse)

Teneur moyenne en carbone de chaque 1/10 de mm (en % en masse) 0,8

I

0,4

II

Teneur en carbone inchangée

0,8

Température 850 °C Teneur massique en cyanure du bain 30 %

0,2

Avant traitement Après traitement

1,0

I NaCNO 5% en masse II NaCNO 3% en masse

0,6

0,6

0 0

Ｒ

1

2 3 4 5 6 Profondeur en 1/10 de mm

Acier XC 18 cémenté en caisse à 920 °C repris avant trempe dans un bain de cyanuration (Na CN 20 % en masse), température : 825 °C, maintien : 30 min.

0,4 Teneur en azote

0,2

Figure 5 – Teneur moyenne en carbone de chaque dixie`me de millime`tre de la couche cyanure´e suivant la teneur en NaCNO pour l’acier XC 18

La teneur en carbone reste inchangée, celle en azote monte jusqu'à 0,40 % en surface.

0 0

& Bains de cyanuration active´s En fonctionnement la teneur en cyanure est de l’ordre de 20 %, l’activateur est le chlorure de baryum BaCl2.

1

2

3 4 5 6 7 8 9 10 Profondeur en 1/10 de mm

Figure 6 – Teneur moyenne en carbone et en azote de chaque dixie`me de millime`tre de la couche avant et apre`s passage au bain de cyanure

Le me´lange servant a` entretenir le bain a une composition moyenne :

3.1.3 Re´sultats obtenus

– NaCN en 38 % ; – BaCl2 en 42 % ; – NaCl en 20 %.

La chimie du bain et la tempe´rature agissent sur la composition superficielle de la couche ce´mente´e. Les e´le´ments apporte´s, carbone et azote, obe´issent aux lois de la diffusion valables dans tout proce´de´ thermochimique selon la loi approche´e d = k t (k fonction de la tempe´rature, d profondeur de ce´mentation).

Ces bains cessent de fonctionner quand le nombre d’ions CN2−− forme´s dans le bain devient supe´rieur au nombre d’ions Ba++ ; il est alors aise´ de de´terminer quelle doit eˆtre la teneur en NaCN pour que les re´sultats soient corrects :

Toutefois, le temps agit sur la teneur superficielle en carbone car cet e´le´ment est fourni par le bain avec un de´bit constant inde´pendant de la teneur superficielle en carbone de la pie`ce et supe´rieur a` la vitesse de diffusion.

2NaCN + BaCl2 → BaCN2 + 2NaCl + C

Il y a la` une diffe´rence importante avec la ce´mentation gazeuse pour laquelle il s’e´tablit un e´quilibre entre le potentiel carbone de l’atmosphe`re et la composition de la surface de la pie`ce. Ici, la notion de potentiel carbone n’existe pas.

Exemple 208 g de BaCl2 activent 98 g de NaCN soit, pour 42 % de BaCl2, une activation de 20 % de NaCN.

& Influence de la composition du bain

Le me´lange activateur contenant 38 % de NaCN, la teneur en cyanure du bain ne devra pas eˆtre infe´rieure a` 38 - 20 = 18 % pour que la re´action d’oxydation du cyanure (2) ne devienne pas pre´ponde´rante sur la re´action de formation de cyanate (4). Du fait qu’une petite partie du cyanure s’oxyde sans « bloquer » d’ion baryum, il est possible de descendre au-dessous de cette limite ; 15 % semble toutefois eˆtre l’extreˆme limite.

 Bain de cyanuration non active´ La teneur en cyanate agit sur la teneur superficielle en carbone (et sur la profondeur par voie de conse´quence) (cf. figure 5). On n’est toutefois pas maıˆtre de la vitesse d’oxydation du cyanure qui est fonction du rapport surface/volume du bain et e´ventuellement du brassage du sel (cas des fours a` e´lectrodes). Cependant, globalement la teneur en cyanate diminue quand la tempe´rature s’e´le`ve et augmente avec la teneur en cyanure. La teneur en azote est assez peu sensible a` la tempe´rature ; elle est influence´e par la teneur en cyanate ; elle se situe vers 0,40 % en surface des pie`ces (figure 6).

& Bains de ce´mentation profonde La teneur en cyanure est de l’ordre de 8 % avec une plus forte teneur en activateur BaCl2 (et e´ventuellement SrCl2) que dans le bain de cyanuration. La composition moyenne du me´lange employe´ pour l’entretien du bain est :

 Bain de cyanuration active´ En dehors de leur action sur la diffusion du carbone, le temps et la tempe´rature agissent aussi dans le sens d’une augmentation de la teneur superficielle en carbone. Les bains active´s a` haute teneur en cyanure sont limite´s a` 900  C ; au-dela` ils fument beaucoup et consomment beaucoup de cyanure alors que les bains a` faible teneur en cyanure peuvent travailler sans inconve´nient jusqu’a` 950  C. Ces bains ont, d’autre part, l’avantage de pouvoir effectuer une trempe directe aux sels de nitrate (cf. § 7) sans risque de projections, donc sans ne´cessite´ de proce´der a` un rinc¸age dans un bain neutre de chlorures.

– NaCN : 30 % ; – BaCl2 : 55 % ; – NaCl : 15 %. Avec le meˆme raisonnement que ci-avant, on montera que l’action activante du baryum cesse au-dessous de 4 % de NaCl. Une teneur minimale de 7 % devra toutefois eˆtre respecte´e pour alimenter normalement la couche ce´mente´e. Les meilleurs re´sultats sont obtenus pour une teneur en NaCN de 8 a` 9 %. L’apport de SrCl2 permet d’abaisser cette teneur a` 6 %. Lors de la mise en route de ces bains, on fera fondre en premier le diluant a` la moitie´ du creuset avant l’ajouter le sel de ce´mentation pre´alablement pre´pare´ ou en apportant se´pare´ment l’activateur et le cyanure.

M 1 225 – 6

3.2 Bains de sels non cyanure´s De nombreuses tentatives d’e´laboration de bains de ce´mentation sans cyanure ont e´te´ faites sans qu’il y ait eu ve´ritablement de

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Ce´mentation par le carbone et carbonitruration Mise en œuvre des traitements par

Claude LEROUX

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Inge´nieur du Conservatoire national des Arts et Me´tiers (CNAM) Consultant

Mate´riels utilise´s............................................................................. Description d’une ligne de traitement en bains de sels ................... Description d’une ligne de traitement en phase gazeuse ................. Description d’une ligne de traitement de ce´mentation sous basse pression ..............................................................................................

M 1 226v2 – 2 — 2 — 2 —

3

Aciers de ce´mentation et de carbonitruration ......................... Ge´ne´ralite´s ......................................................................................... Influence des e´le´ments d’alliage sur les teneurs superficielles en carbone et en azote ....................................................................... Influence de la composition chimique de l’acier sur la re´sistance a` cœur apre`s ce´mentation ou carbonitruration ................................ Influence de la composition chimique des aciers sur la structure de la couche ce´mente´e ou carbonitrure´e .......................................... Influence de la composition chimique de la nuance sur l’e´paisseur de traitement ...................................................................................... Influence de la composition chimique des aciers sur la durete´ superficielle des couches ce´mente´es ou carbonitrure´es .................. Cas particulier des aciers inoxydables ..............................................

— —

4 4

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5

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5

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5

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7

— —

9 10

Caracte´ristiques de la couche de ce´mentation ou carbonitruration ........................................................................ Durete´ superficielle ............................................................................ Profondeur conventionnelle durcie ................................................... Profondeur totale enrichie ................................................................. Profondeur a` un niveau de durete´ interme´diaire .............................. Exigences de microstructure ............................................................. Composition en carbone et azote de la surface ................................ Niveau des contraintes re´siduelles....................................................

— — — — — — — —

10 10 10 10 10 11 11 11

Proprie´te´s des pie`ces ce´mente´es ou carbonitrure´es............... Comportement des structures obtenues par ce´mentation vis-a`-vis des sollicitations de service ............................................................... Comportement des structures obtenues par carbonitruration vis-a`vis des sollicitations de service .........................................................

—

11

—

13

—

13

5.

Normalisation et spe´cifications...................................................

—

13

6. 6.1 6.2 6.3

De´fauts et de´formations ............................................................... De´fauts ................................................................................................ De´formations : variation volumiques et distorsions ge´ome´triques . Influence des de´fauts de´tecte´s lors du process ................................

— — — —

13 13 18 20

1. 1.1 1.2 1.3 2. 2.1 2.2 2.3 2.4 2.5 2.6 2.7 3. 3.1 3.2 3.3 3.4 3.5 3.6 3.7 4. 4.1 4.2

Pour en savoir plus.................................................................................. Doc. M 1 226v2

a description des principes et des proce´de´s a donne´ les modalite´s de re´alisation d’une ce´mentation ou carbonitruration (se reporter a` la 1re partie de cet article [M 1 225]). Les moyens mis en œuvre pour la phase de carburation et durcissement diffe`rent selon les proce´de´s, les volumes a` traiter et les choix industriels. Le choix des nuances d’acier, ainsi que les modalite´s de controˆle doivent eˆtre conside´re´s, ainsi que les anomalies et de´fauts susceptibles de se pre´senter.

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M 1 226v2 – 1

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1. Mate´riels utilise´s

& Machine a` laver ou machine a` de´graisser Le plus fre´quemment, on utilisera une machine a` laver a` la lessive alcaline ou acide avant ce´mentation. Si les pie`ces ne sont pas trop grasses on peut avoir avantage a` utiliser des lessives le´ge`rement acides de´passivantes. Ces machines sont normalement e´quipe´es pour travailler par phases d’immersion-aspersion au lavage et au rinc¸age, avec se´chage a` l’air chaud. Le poste de lavage peut eˆtre commun au lavage avant et apre`s traitement avec trempe huile. Ide´alement il est pre´fe´rable de se´parer ces deux ope´rations qui sont destine´es a` e´liminer des produits diffe´rents. Dans le cas d’un lavage avant traitement en milieu acide il faudra avoir obligatoirement une machine a` laver diffe´rente apre`s traitement.

1.1 Description d’une ligne de traitement en bains de sels

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Elle comprend successivement : – un poste de pre´paration des charges : attachage par fil de fer ou disposition sur des montages ou dans des paniers ; – une enceinte de pre´chauffage ; dans le cas des fours de ce´mentation chauffe´s au gaz, on re´cupe`re les gaz de combustion pour les faire circuler dans la cellule de pre´chauffage ; – le bain de ce´mentation constitue´ d’un creuset en acier re´fractaire chauffe´ exte´rieurement par des re´sistances e´lectriques ou des bruˆleurs a` gaz. La re´gulation de tempe´rature se fait a` partir des informations donne´es par deux cannes pyrome´triques situe´es dans le bain et dans la zone de chauffe ; – le bain de palier avant trempe (si justifie´) appele´ e´galement bain de rinc¸age destine´ a` e´liminer les sels a` forte teneur en cyanure lorsque la trempe est effectue´e en bain de nitrates-nitrites ; – les bains de refroidissement pour trempe :  bac(s) a` eau destine´(s) a` la trempe des aciers non allie´s a` bas carbone (aciers doux) ; le milieu de trempe est ge´ne´ralement une solution d’eau additionne´e de soude atte´nuant les phe´nome`nes de cale´faction (sources de points doux) accompagne´e d’une agitation e´nergique et d’un e´changeur thermique permettant de maintenir le bain a` une tempe´rature comprise entre 15 et 25  C ;  bac(s) d’arreˆt en bain de sels constitue´(s) de me´langes de nitrates et nitrites de sodium ou potassium susceptible(s) d’eˆtre re´gule´(s) a` une tempe´rature comprise entre 140 et 400  C. Ils permettent d’effectuer une trempe e´tage´e martensitique ou bainitique selon la tempe´rature de palier. La se´ve´rite´ de trempe du bain peut eˆtre ajuste´e par apport d’eau et e´ventuellement controˆle´e et re´gule´e a` l’aide d’une sonde agissant sur le de´bit d’eau maintenu dans le bain. A` noter que l’utilisation de ces bains permet d’ope´rer une trempe sur « masse froide » des pie`ces avec ale´sage (pignons broche´s par exem` sa sortie du bain de refroidissement la pie`ce est place´e ple). A sur une masse calibre´e qui de´terminera le diame`tre de cette pie`ce apre`s refroidissement complet ;

& Four de pre´chauffe entre 450 et 600  C Sous atmosphe`re de protection ou e´ventuellement sous azote. La pre´chauffe intervient sur les installations de four a` charge. Elle est facultative, mais pre´sente l’avantage d’ame´liorer le rendement par re´duction du temps de monte´e en tempe´rature dans le four de ce´mentation et est favorable a` la re´duction des de´formations lie´es au cycle thermique au chauffage et favorise l’activation de la surface (cf. § 6.3). & Four de ce´mentation Ce four peut eˆtre :  Un four a` charge : – four puits, a` pot ou a` cloche avec transfert vers un bac de trempe a` l’huile ou une cellule de trempe au gaz surpresse´ avec protection gazeuse e´ventuelle durant le transfert de la charge du four vers le milieu de trempe. Ces fours sont parfois utilise´s pour re´aliser des ce´mentations sans trempe. Dans ce cas, la charge se refroidit dans le moufle ou dans une cellule e´ventuellement ventile´e pour acce´le´rer le refroidissement ; – four a` bac de trempe incorpore´ (le terme anglo-saxon batch-type est souvent utilise´ par les praticiens). Ces fours sont dote´s d’une chambre e´tanche destine´e a` fonctionner en le´ge`re surpression avec le gaz de ce´mentation ou de carbonitruration, prolonge´e par un vestibule entre´e-sortie, ou sortie seule dans le cas d’un four traversant, contenant le bac de trempe a` l’huile. Ils ont l’avantage de pouvoir eˆtre charge´s a` la tempe´rature de traitement et de prote´ger la charge avec le gaz de traitement durant son transfert en trempe (figure 1).  Un four continu multi-zones de type poussant (a` une ou plusieurs files) (figure 2), a` sole tournante ou a` tapis transporteur. Ils sont bien adapte´s aux grandes se´ries ou au moins aux re´glages de spe´cifications identiques. Leurs capacite´s vont de 200 a` 1 000 kg/h selon les profondeurs a` obtenir et leur longueur. Le bac de trempe est incorpore´ a` l’installation. Ces fours permettent de privile´gier des petites charges par plateau (dont le nombre pre´sent dans le four de´termine la capacite´ ponde´rale horaire) qui donneront des re´sultats plus homoge`nes dans la charge surtout en termes de de´formations.  Sur les pie`ces dont la ge´ome´trie est difficile a` maıˆtriser : « parapluie » sur engrenages, ale´sages de pignons (cotes sur cannelures), la trempe peut eˆtre re´alise´e sous presse, soit directement a` la sortie du four (a` l’aide de manipulateurs), soit apre`s reprise de re´chauffage apre`s ce´mentation sans trempe, en four se´pare´ (le plus souvent a` sole tournante) (figure 3).

– une cellule de refroidissement avant lavage ; – un lavage a` l’eau claire pour e´liminer les sels de la surface des pie`ces. De fac¸on a` rejeter des eaux de lavage sans risque de pollution, on proce´dera a` une neutralisation des cyanures (par des techniques d’oxydation) avant rejet ou on utilisera une technique de lavage en cascade constitue´e de plusieurs cuves en se´rie permettant une dilution de 10 a` chaque e´tape. L’eau de la cuve la plus concentre´e est envoye´e en continu dans un e´vaporateur thermique qui re´cupe`re d’une part la phase solide (sels dilue´s) e´ventuellement recycle´e, et d’autre part l’eau e´vapore´e puis condense´e pour re´alimenter la cascade de lavage ; – un four de revenu a` air ; on peut e´galement utiliser un bain de nitrates-nitrites pour le revenu ; – un grenaillage e´ventuel.

Elle comprend successivement (unitairement, ou en nombre, selon les besoins) 6 e´le´ments.

Quel que soit le type de four, les chambres de traitement, ou laboratoires, sont e´quipe´es de turbines de brassage de l’atmosphe`re, de moufle interne pour favoriser la circulation des gaz, de dispositifs d’injection des gaz et de pre´le`vement de ceux-ci pour analyse. Les sas contenant les bacs de trempe (cas des fours a` bac de trempe incorpore´) sont refroidis, les bacs eux-meˆmes sont convenablement re´gule´s en tempe´rature et agite´s par des brasseurs et turbines.

& Poste de pre´paration des charges Pour la disposition des pie`ces dans des paniers ou sur des montages, ge´ne´ralement re´alise´s en acier re´fractaire type 35-15 ou 2520 obtenus par moulage ou par assemblage par me´canosoudage.

& Installation de lavage ou de´graissage apre`s trempe A` l’huile e´quipe´e d’un syste`me de de´shuilage destine´ a` e´purer le bain de lavage et re´cupe´rer les huiles pour recyclage e´ventuel ou e´limination controˆle´e.

La ligne de traitement peut eˆtre ame´nage´e par un syste`me de transport automatique des charges ge´re´ par automate.

1.2 Description d’une ligne de traitement en phase gazeuse

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ｒ￩ｦ￩ｲ･ｮ｣･＠ｉｮｴ･ｲｮ･ｴ ｍＱＲＲＶ ––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––– CE´MENTATION PAR LE CARBONE ET CARBONITRURATION

Four revenu

Machine à laver

V1 V2 V3

Pression V3 V2

Carbonitruration Trempe sous presse

Four

Tapis Chargeur

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V1 V2 V3 a

Turbine de brassage d’atmosphère

Moteur de turbine Porte intérieure

Porte de chargement

Moteurs de turbine

schéma des circuits

Turbine de brassage d’atmosphère

Porte arrière

Brassage de l’huile Transfert par « chaines froides »

b

Figure 1 – Sche´ma et vue d’un four a` bac de trempe incorpore´ traversant (Cre´dit IPSEN)

vue de l’étape de chargement des pièces

Figure 3 – Sche´ma d’un four a` sole tournante avec trempe sous presse et vue de la prise des pie`ces pour transfert sur la presse (Cre´dit Renault/Aichelin)

– un moyen de nettoyage avant ce´mentation dont l’efficacite´ doit eˆtre renforce´e par rapport a` la ce´mentation gazeuse pour ne pas affecter les re´actions de transfert ; – une enceinte de carburation dote´e d’un syste`me de mise sous vide et d’injection des gaz de ce´mentation. Il est possible de limiter l’installation a` cette seule enceinte qui sert a` la fois de chambre de carburation et de refroidissement. Le plus souvent, l’installation comprend un sas d’enfournement et de transfert, e´ventuellement sous vide primaire et une chambre (ou plusieurs) de refroidissement pour trempe (refroidissement sous gaz sous pression ou dans l’huile).

Figure 2 – Sche´mas d’un four poussant simple file pour ce´mentation trempe de pie`ces de boıˆte de vitesse (Cre´dit Aichelin)

& Four de revenu Si ne´cessaire.

& Deux concepts sont repre´sente´s dans les figures 4 et 5.  Dans la figure 4, le concept du constructeur ALD, avec des chambres de traitement se´pare´es connecte´es a` un sas de transfert mobile dote´ d’un syste`me d’accostage avec maintien sous vide se dirigeant vers une chambre de trempe sous gaz.

1.3 Description d’une ligne de traitement de ce´mentation sous basse pression

 Le constructeur IPSEN offre sensiblement le meˆme principe sans sas mobile de transfert, la cellule de trempe se de´plac¸ant vers chaque cellule de carburation.

& L’installation comprend : – un poste de pre´paration des charges, comparable a` ceux de la ce´mentation gazeuse, toutefois les alliages re´fractaires constituant les paniers et montages doivent eˆtre modifie´s pour e´viter leur carburation rapide que la basse pression amplifie ;

 On trouve aussi figure 5, le concept du constructeur ECM avec une ou plusieurs chambres de carburation et chambre de trempe

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Installation en ligne Modultherm Système de vide

Système de chauffage

Turbine de convection

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Table de chargement

Chambre de traitement

Porte isolée

Porte résistant à la pression

Fourche de transport (Levage, transfert)

Échangeur

Système d'accostage

Alimentation NRJ Transport longitudinal

Module de transfert

a

installation de 6 chambres desservies par le même vestibule de transfert

b

installation double-chambre (cellule de trempe 20 bars et cellule de chauffe)

Chambre de trempe

a schéma de principe du concept ALD

Figure 5 – Installations de ce´mentation sous basse pression (constructeur ECM)

b vue d’une ligne de cellules de cémentation et du module de transfert

2. Aciers de ce´mentation et de carbonitruration 2.1 Ge´ne´ralite´s Le choix de l’acier sur lequel le traitement est re´alise´ est un parame`tre important vis-a`-vis des possibilite´s d’obtention de la structure et, donc, des proprie´te´s de la pie`ce ce´mente´e ou carbonitrure´e.

sous gaz et/ou a` l’huile, raccorde´es a` un vestibule sous vide primaire distribuant les charges.

Sur le principe, on conside`re qu’un acier de ce´mentation, ou de carbonitruration, doit avoir un bas carbone, c’est-a`-dire une teneur en cet e´le´ment infe´rieure a` 0,4 %. Cette basse valeur permet, apre`s traitement, de conserver de bonnes caracte´ristiques de te´nacite´, tout en be´ne´ficiant de bonnes proprie´te´s de surface graˆce a` l’apport des interstitiels au cours du traitement. A` l’inte´rieur de la fourchette de carbone indique´e plus haut, on re´serve ge´ne´ralement la zone 0,2 a` 0,4 % C aux nuances destine´es a` la carbonitruration, alors que les teneurs infe´rieures a` 0,2 % sont plus particulie`rement attribue´es a` la ce´mentation. En fait, ces tendances doivent eˆtre observe´es en se souvenant que l’on recherche, le plus souvent, des e´paisseurs de traitement plus faibles en carbonitruration qu’en ce´mentation et, de ce fait, que l’on a besoin d’un cœur plus re´sistant, donc plus riche en carbone.

Il existe e´galement des installations mono-chambre conc¸ues comme un four a` bac incorpore´ de ce´mentation gazeuse, bien adapte´es a` la trempe huile.

Bien entendu, rien n’empeˆche de ce´menter des aciers a` tre`s forte teneur en carbone si le besoin s’en fait sentir pour ame´liorer certaines proprie´te´s (cf. § 4).

c

vue du modèle de transfert accosté sur la cellule de trempe

Figure 4 – Exemple d’une installation modulaire de ce´mentation basse pression (syste`me ModulTherm ALD, constructeur IPSEN)

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2.3 Influence de la composition chimique de l’acier sur la re´sistance a` cœur apre`s ce´mentation ou carbonitruration

Les e´le´ments d’alliage pre´sents dans les nuances traite´es ont e´galement une forte influence sur les proprie´te´s des pie`ces, car ils interviennent sur : – la teneur en carbone que l’on peut obtenir a` partir d’un potentiel carbone donne´, dans le cas des ce´mentations et carbonitrurations ; – les proprie´te´s de re´sistance et de te´nacite´ du cœur, par l’interme´diaire de la trempabilite´ ; – les caracte´ristiques de la couche du traitement thermochimique : e´paisseur, microstructure.

Les caracte´ristiques a` cœur et en particulier le niveau de re´sistance et la durete´ apre`s traitement de trempe de´pendent de la teneur en carbone et de la trempabilite´ de la nuance. Le choix des caracte´ristiques a` cœur de la pie`ce est donc le proble`me classique du choix d’une nuance en fonction des dimensions et de la masse de la pie`ce. Dans ce domaine, plusieurs logiciels d’aide au choix ont e´te´ de´veloppe´s ([17] [18]).

Avant de pre´senter les diffe´rentes classes d’aciers utilise´es en ce´mentation et carbonitruration, nous allons examiner les diverses influences qui viennent d’eˆtre e´voque´es.

Les figures 7 et 8 donnent une premie`re approche de ce choix pour quelques nuances couramment utilise´es en pratique (article [M 315]).

2.2 Influence des e´le´ments d’alliage sur les teneurs superficielles en carbone et en azote

Les aciers les plus couramment utilise´es sont les nuances : 16MnCr5, 16NiCr6, 16NiCr13, 18CrMo4, 20NiCrMo2, 20MnCr5, 27MnCr5.

Cet aspect de´coule de la notion d’activite´ de´veloppe´e dans l’article [M 1 222] et l’influence du facteur d’alliage propose´ par Neuman et Person [14] ou Gunnarson [15].

2.4 Influence de la composition chimique des aciers sur la structure de la couche ce´mente´e ou carbonitrure´e

L’utilisation pratique de telles formules pour la pre´vision sur des alliages industriels doit faire l’objet de ve´rifications ; elles semblent s’appliquer essentiellement aux aciers faiblement allie´s. Par ailleurs, elles permettent de raisonner qualitativement quant au pouvoir sur ou sous-ce´mentant, ou nitrurant, des divers e´le´ments.

ˆ le des carbures et carbonitrures 2.4.1 Contro Les conditions de traitement habituellement re´alise´es en carbonitruration favorisent rarement l’apparition de carbonitrures (e´paisseurs faibles). Pour cette raison, nous nous limiterons dans ce

La figure 6 (d’apre`s [16]) montre, pour quelques nuances classiques de ce´mentation, la relation entre potentiel carbone et teneur en carbone.

18 CN 8

2

1,1 %

16 NCD 13

20 NCD

16 CN 6 18 NCD 6

5

19 NCDB 2 14 NC 11 20 MB 5

16 MC

18 CD 4 20 Mo Cr 4

18 NCD 6

3 18 NC 1 20 N 8

20 NC 6 20 ND 8

C0

Trempabilité moyenne croissante

20 NC 6 20 MC 5 18 CD 4 20 NCD 2

16 MC 5 16 NC 6 10 NC 6

21 B 3

0,8 % XC 18 + 0,09 – 0,1

0

+ 0,16

+ 0,1

XC 12

D (en % C) C0 Teneur en carbone superficiel d'un acier non allie comprise entre 0,8 et 1,1 % en masse Exemple : - pour l'acier 16 MC 5 avec uns atmosphère de cémentation à 0,8 % de carbone on aura une surcarburation d'environ 0,09 %, avec une atmosphère à 1,1 % de C surcarburation plus importante ( ≈ 0,16 %). - pour l'acier 20 Mo Cr 4 la surcarburation dans le cas de l'atmosphère à 1,1 % C sera moins importante que pour l'acier 16 MC 5 ( ≈ 0,09 %).

XC 10 0,20 0,30 0 0,10 Teneur moyenne en carbone (en % en masse) Aciers de la norme NF A 35 - 567 Nuances données à titre indicatif Nuances des normes NF A35 - 551 et NF A 35 - 563 Figure 7 – Diagramme niveau de re´sistance – trempabilite´ pour quelques nuances de ce´mentation

Figure 6 – Influence des nuances d’acier sur la teneur en carbone

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Trempabilité moyenne croissante

paragraphe au cas de la ce´mentation. Pour ce dernier traitement, des carbures peuvent apparaıˆtre dans la couche enrichie en carbone de`s que la teneur en cet e´le´ment franchit la ligne Acm du diagramme d’e´quilibre.

30CD12 30CND8

& Les parame`tres importants pour controˆler l’apparition des carbures sont donc :

34CrNiMo6

– la teneur en carbone introduite lors de la ce´mentation ; – la tempe´rature de maintien avant la trempe et les e´le´ments d’alliage de l’acier qui agissent sur la position de Acm (figure 9).

36CrNiMo4 30NC11

30CD4 34CD4

On trouve dans la litte´rature les donne´es pratiques qui indiquent, pour les diverses familles d’acier de ce´mentation, les points Acm en fonction des teneurs en carbone des couches.

60SC7

50CV4

42C4 55S7 19NCDB2 32C4 38MB5 20MB5 38C4 25CD4 20NC5 40M6 38CB1 46Cr2 20MC5 38B3 42C2 28Mn6 XC55-H2 35M5 XC48-H2 38C2 21B3 XC55-H1 XC42-H2 XC48-H1 XC38-H2 20M5

& La formule ci-apre`s de´duite de Gunnarson (cf. [M 1 222]) permet e´galement d’e´valuer le risque d’apparition des carbures :

ACm = 4 798,6 / ln ⎡⎣(100 − 19,6 C ) / ((100 + u )C )⎤⎦ avec

XC42-H1 XC38-H1 XC32 XC25

Acm( C)

tempe´rature a` laquelle la ce´mentite d’un acier hypereutectoı¨de ache`ve de se dissoudre,

C

teneur en carbone (en % en masse),

u

coefficient de´pendant des e´le´ments d’alliage. (cf. [M 1 222]).

XC18 0,20

0,10

0,30

0,40

0,50

& D’autres facteurs, tels la vitesse de refroidissement entre la tempe´rature de ce´mentation et la tempe´rature de trempe, les temps de maintien, etc., peuvent e´galement avoir une influence sur la pre´sence de carbures.

0,60

Teneur moyenne en carbone (en % en masse) Anciennes nuances (norme NF A 35 - 552) Nuances données à titre indicatif Nouvelles nuances (norme NF EN 10083 - 1)

Toutefois, on notera que le risque d’apparition des carbures, appre´cie´ a` partir des conditions d’e´quilibre, est pessimiste par rapport a` la re´alite´ et, en conse´quence, les donne´es indique´es plus haut sont valables pour la pratique courante du traitement thermique.

Figure 8 – Diagramme niveau de re´sistance – trempabilite´ pour quelques nuances de carbonitruration

Température (en °C)

Ｒ

45SCD6 42CD4 50CrMo4 38CD4

1 180

2,11 1148 °C

1 100

1 020

Acm g

940

912 °C

g + Fe3C

860 a+g

Ac3

780 770 °C Température de Curie 700

0,0218 a 0 Fe

0,2

Ac1

0,77

727 °C a + Fe3C

0,4

0,6

0,8

1,0

1,2

1,4

1,6

1,8

2,0

Figure 9 – Diagramme d’e´quilibre fer-carbone

M 1 226v2 – 6

2,2

Teneur moyenne en carbone (en % en masse)

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ｒ￩ｦ￩ｲ･ｮ｣･＠ｉｮｴ･ｲｮ･ｴ ｍＱＲＲＸ

Nitruration et nitrocarburation Mate´riaux mis en œuvre et proprie´te´s d’emploi par

Claude LEROUX Inge´nieur du Conservatoire National des Arts et Me´tiers (CNAM)

1.2

Mate´riaux employe´s ....................................................................... Aciers .................................................................................................. 1.1.1 Aciers de construction me´canique .......................................... 1.1.2 Aciers a` outils .......................................................................... 1.1.3 Aciers inoxydables .................................................................. 1.1.4 Cas particuliers des aciers fritte´s ............................................ Fontes .................................................................................................

2. 2.1 2.2 2.3

Traitements thermiques pre´alables ............................................. Trempe et revenu ............................................................................... E´tat recuit ........................................................................................... Stabilisation, relaxation ou de´tensionnement ..................................

— — — —

9 9 9 9

3. 3.1 3.2 3.3 3.4

Mise en œuvre ................................................................................. Pre´paration de surface ....................................................................... Re´serves de nitruration ...................................................................... Nitrurations ........................................................................................ Parache`vement et traitements comple´mentaires ..............................

— — — — —

10 10 11 11 11

4.

Aspects me´tallographiques des couches obtenues .................

—

11

5.

Normalisation et spe´cifications...................................................

—

13

6. 6.1 6.2

— — — —

13 13 13 13

—

13

6.3 6.4 6.5

Controˆle et caracte´risation des re´sultats .................................. Controˆle visuel ................................................................................... Controˆles de durete´ ............................................................................ 6.2.1 Mesures re´alise´es en surface des pie`ces nitrure´es ................ 6.2.2 Mesures re´alise´es sous la couche nitrure´e, a` cœur du mate´riau .............................................................................. 6.2.3 Mesures de la profondeur nitrure´e re´alise´es sur des coupes (filiations) ................................................................................. Controˆles macrographiques .............................................................. Controˆles micrographiques ............................................................... Analyse radiocristallographique ........................................................

— — — —

13 16 17 17

7. 7.1 7.2 7.3 7.4 7.5 7.6

Proprie´te´s des pie`ces nitrure´es ................................................... Fatigue ................................................................................................ Fatigue superficielle ........................................................................... Frottement .......................................................................................... Usure par abrasion............................................................................. Tenue a` chaud .................................................................................... Corrosion ............................................................................................

— — — — — — —

17 18 18 18 19 19 19

8. 8.1 8.2 8.3

De´fauts et de´formations ............................................................... Controˆle et mise en e´vidence des de´fauts ........................................ De´fauts caracte´ristiques ..................................................................... De´formations ......................................................................................

— — — —

20 20 20 20

9.

Comparaison des divers proce´de´s...............................................

—

23

—

24

1. 1.1

10. Conclusions...................................................................................... Pour en savoir plus..................................................................................

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Ｒ

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M 1 228 – 2 — 2 — 4 — 5 — 7 — 8 — 8

Doc. M 1 228

M 1 228 – 1

ｒ￩ｦ￩ｲ･ｮ｣･＠ｉｮｴ･ｲｮ･ｴ ｍＱＲＲＸ NITRURATION ET NITROCARBURATION ––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––

es proce´de´s industriels de nitrurations et nitrocarburation des alliages fercarbone sont de´crits dans l’article [M 1 227]. Ils regroupent une famille de traitements ayant pour effet de convertir la surface en nitrures de fer (ou carbonitrures de fer) sur une e´paisseur variable de 2 a` 40 mm, selon les parame`tres de traitement (potentiel nitrurant, tempe´rature, temps), constituant ainsi la couche de combinaison, ou couche blanche, dont les me´canismes the´oriques de formation ont e´te´ de´crits en [M 1 224]. Cette couche pre´sente des caracte´ristiques particulie`rement inte´ressantes, dont la durete´ et les proprie´te´s tribologiques. Nous avons vu par ailleurs qu’il e´tait possible de maıˆtriser la structure cristalline de la couche de combinaison qui est de type cubique a` face centre´e (g ′) ou de type hexagonal centre´ (e), l’ensemble de cette couche pouvant eˆtre monophase´e ou biphase´e. La nature de la structure est tre`s importante pour l’obtention des performances recherche´es. Le pilotage de ces re´sultats de´pend du potentiel nitrurant ou nitrocarburant du proce´de´, la plage de re´glage e´tant la plus e´tendue en nitruration et nitrocarburation gazeuse, d’ou` l’introduction des coefficients KN relie´ a` l’activite´ nitrurante, et KC relie´ a` la re´action carburante associe´e. Au-dela` de cette re´action de surface limite´e en e´paisseur, les diffe´rents proce´de´s pre´sentent une re´action thermochimique de diffusion de l’azote principalement, introduisant un gradient de durete´ en profondeur, de´pendant fortement de la nature et de la concentration en e´le´ments d’alliage du mate´riau traite´. Les lois de la diffusion, ou lois de Fick, de´finissent le coefficient de diffusion, fonction de la tempe´rature et de la composition de l’alliage, et la vitesse de diffusion. Les aspects the´oriques de ce me´canisme ont e´te´ de´finis en [M 1 227]. A` ce gradient de durete´ est associe´ un gradient de contraintes en compression, qui influe grandement sur les proprie´te´s me´caniques en fatigue. Ainsi, les proprie´te´s d’emploi des pie`ces nitrure´es ou nitrocarbure´es de´pendent fortement des nuances d’acier ou autres alliages utilise´s. Ce chapitre est consacre´ a` l’examen des re´sultats et proprie´te´s obtenus selon les alliages fer-carbone traite´s. Les re´sultats sont fonction pour une part non ne´gligeable de l’e´tat initial du mate´riau de´fini par ses ope´rations de traitement thermiques, et e´galement des conditions de mise en œuvre : pre´paration avant traitement, parame`tres de traitement et parache`vement e´ventuel. Ces re´sultats doivent naturellement faire l’objet d’ope´rations de controˆle. Comme dans tout proce´de´, il est ne´cessaire de mettre en e´vidence les de´fauts susceptibles d’eˆtre ge´ne´re´s avec leurs conse´quences et de de´terminer les actions pour les e´viter. La particularite´ de ces proce´de´s est leur commercialisation par des marques derrie`re lesquelles il faut savoir identifier les spe´cificite´s ; en fin d’article, une comparaison des diffe´rents proce´de´s est propose´e.

L

Ｒ

de´fauts de type « cheveux d’ange ». Rappelons e´galement que les e´le´ments d’alliages modifient les domaines d’existence de´finis par le diagramme de Lehrer.

1. Mate´riaux employe´s Le principe meˆme du durcissement par nitruration permet de penser que tous les mate´riaux pouvant former des nitrures ou des carbonitrures sont susceptibles, a priori, d’eˆtre nitrure´s. Toutefois, meˆme si quelques applications inte´ressantes ont e´te´ de´crites pour le titane et ses alliages [1], ou plus rarement pour l’aluminium, les nitrurations s’appliquent, dans la pratique industrielle, presque exclusivement aux aciers et aux fontes.

1.1 Aciers Pratiquement toutes les nuances d’acier peuvent eˆtre nitrure´es, cependant nous devons faire la diffe´rence entre les aciers « nitrurables » et les aciers de nitruration. La norme NF EN 10085 (mars 2002) de´finit les aciers pour nitruration. Le tableau 1 presente ces nuances qui correspondent sensiblement aux nuances appele´es « nitralloy » dans les normes SAE. La composition chimique de ces nuances a` forte teneur en chrome associe´ a` des additions de molybde`ne, aluminium et vanadium est susceptible de produire des durete´s e´leve´es apre`s nitruration

L’influence des principaux e´le´ments d’alliage est de´crite en [M 1 223]. Rappelons simplement qu’a` l’exception du nickel, leur roˆle est essentiel sur la durete´ et les contraintes obtenues dans la couche de diffusion et qu’ils ont un effet sur la cine´tique de nitruration (ralentissement) ainsi que sur la sensibilite´ aux

M 1 228 – 2

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ｒ￩ｦ￩ｲ･ｮ｣･＠ｉｮｴ･ｲｮ･ｴ ｍＱＲＲＸ ––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––– NITRURATION ET NITROCARBURATION

(> 800 HV). Les nuances contenant de l’aluminium permettent d’obtenir les durete´s les plus e´leve´es (> 1 000 HV), un des rares cas ou` l’aluminium est utilise´ comme e´le´ment d’alliage.

Les proprie´te´s des couches de combinaisons de´pendent relativement peu du substrat, les parame`tres de suivi du proce´de´ sont de´terminants. La re´sistance en sous-couche est obtenue par le choix d’une nuance qui re´pond aux crite`res de traitement dans la masse : choix de la composition et de la trempabilite´ [M 1 223]. La composition chimique aura une influence de´cisive sur le durcissement de la zone de diffusion d’azote ainsi que sur l’importance des contraintes re´siduelles. La compatibilite´ entre la tempe´rature de nitruration et l’e´volution des caracte´ristiques est a` prendre en compte avec le niveau de re´sistance en sous-couche souhaite´ et l’adoucissement par revenu de la nuance. L’effet sur la re´sistance a` la corrosion est surtout important avec les aciers inoxydables, la mise en œuvre des post-oxydations apre`s nitruration est un moyen d’ame´liorer la re´sistance a` la corrosion des aciers de construction. Le risque de fragilisation est a` prendre en compte lors de la nitruration des aciers rapides. Les aciers inoxydables feront l’objet de gammes spe´ciales a` basse tempe´rature (< 45  C [M 1 223]) pour les aciers auste´nitiques ou haute tempe´rature (1 050 a` 1 150  C, proce´de´ SolNit, § 6 dans [M 1 227]) pour les aciers auste´nitiques et martensitiques.

La nuance de type 33CrMoV12-9 est couramment utilise´e dans le domaine ae´ronautique pour la re´alisation de pie`ces de type roulement et engrenage. Une e´volution de cette nuance moins riche en chrome, de type 32CrMoVNi5-12 (Cr% = 1,4 - V% = 1,2 - Ni% = 0,8) propose´ par les acie´ries Aubert & Duval [2] offrirait pourtant des cine´tiques plus favorables (tableau 2). En fait, l’application de la nitruration ne se limite pas a` ces seules nuances. Comme mentionne´ pre´alablement, toutes les nuances d’acier sont susceptibles d’eˆtre nitrure´es. Le choix des nuances re´pond a` diffe´rents crite`res : a) la capacite´ a` obtenir une couche de combinaison ; b) le besoin de re´sistance en sous-couche ; c) le niveau de durcissement dans la couche de diffusion ; d) la re´sistance en fatigue re´sultant d’une combinaison des proprie´te´s en sous-couche et a` cœur : profondeur de nitruration, niveaux obtenus de durete´ et de contraintes re´siduelles en compression ;

Les aciers « nitrurables » se trouveront dans les diffe´rentes familles d’acier normalise´s :

e) la compatibilite´ entre la tempe´rature de nitruration et l’e´volution des caracte´ristiques me´caniques (effet de revenu) ; f) la cine´tique de nitruration (influence des e´le´ments d’alliages) ;

 les aciers de construction me´canique selon NF EN 10 083 – 10 084 [M 315] [M 318] ;

g) l’effet sur la re´sistance a` la corrosion ;

 les aciers a` outils selon NF ISO 4957 [M 4 586] ;

h) l’absence de fragilisation.

 les aciers inoxydables selon NF EN 10 088 [M 320A].

Tableau 1 – Nuances d’aciers destine´s a` la nitruration (norme NF EN 10085) De´signation de l’acier

Composition chimique en % (m/m)

Nume´rique

C

Si max.

Mn

P max.

S max.

Al

24CrMo13-6

1.8516

0,20 a` 0,27

0,40

0,40 a` 0,70

0,025

0,035

–

31CrMo12

1.8515

0,28 a` 0,35

0,40

0,40 a` 0,70

0,025

0,035

–

32CrAlMo7-10

1.8505

0,28 a` 0,35

0,40

0,40 a` 0,70

0,025

0,035

31CrMoV9

1.8519

0,27 a` 0,34

0,40

0,40 a` 0,70

0,025

0,035

–

33CrMoV12-9

1.8522

0,29 a` 0,36

0,40

0,40 a` 0,70

0,025

0,035

–

34CrAlNi7-10

1.8550

0,30 a` 0,37

0,40

0,40 a` 0,70

0,025

0,035

41CrAlMo7-10

1.8509

0,38 a` 0,45

0,40

0,40 a` 0,70

0,025

0,035

40CrMoV13-9

1.8523

0,36 a` 0,43

0,40

0,40 a` 0,70

0,025

0,035

34CrAlMo5-10

1.8507

0,30 a` 0,37

0,40

0,40 a` 0,70

0,025

0,035

Symbolique

Ni

V

3,00 a` 3,50 0,50 a` 0,70

–

–

2,80 a` 3,30 0,30 a` 0,50

–

–

0,80 a` 1,20 1,50 a` 1,80 0,20 a` 0,40

–

–

2,30 a` 2,70 0,15 a` 0,25

–

0,10 a` 0,20

2,80 a` 3,30 0,70 a` 1,00

–

0,15 a` 0,25

0,80 a` 1,20 1,50 a` 1,80 0,15 a` 0,25

0,85 a` 1,15

–

0,80 a` 1,20 1,50 a` 1,80 0,20 a` 0,35

–

–

3,00 a` 3,50 0,80 a` 1,10

–

0,15 a` 0,25

0,80 a` 1,20 1,00 a` 1,30 0,15 a` 0,25

–

–

–

Cr

Mo

Tableau 2 – Comparaison des cine´tiques de nitruration entre la nuance 32CrMoV13 (proche de la nuance 32CrMoV12-9 de la norme NF EN 10085) et la nuance 32CrMoVNi5-12 [2] 32CrMoV13/32CrMoV5 Durete´ superficielle HV10

950/970

900/920

870/880

870/890

870/920

Profondeur conventionnelle (mm)

0,18/0,28

0,24/0,37

0,46/0,65

0,75/0,90

0,45

Dure´e de nitruration (h)

15

30

100

200

100/60

D%

+ 56 % (profondeur)

+ 54 % (profondeur)

+ 41 % (profondeur)

+ 20 % (profondeur)

- 40 % (temps)

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M 1 228 – 3

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ｒ￩ｦ￩ｲ･ｮ｣･＠ｉｮｴ･ｲｮ･ｴ ｍＱＲＲＸ NITRURATION ET NITROCARBURATION ––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––

Dans cette cate´gorie, sont e´galement classe´es les nuances pour de´coupage ou emboutissage (nuances DD12 a` 14 selon NF EN 10 111), ainsi que les nuances pour de´colletage (11SMn37, pour exemple S300 ; 36SMn14 selon NF EN 10087) qui, bien que non destine´es aux traitements thermiques, sont couramment nitrure´es pour la fabrication de pie`ces destine´es aux industries automobiles.

Le niveau de durete´ obtenu apre`s nitruration de´pend de la composition chimique de la nuance et du niveau de durete´ a` cœur en relation avec le traitement pre´alable a` la nitruration (e´tat recuit ou e´tat trempe´ revenu). Le tableau 3 fournit quelques exemples de valeurs de durete´ pouvant eˆtre obtenues avec diffe´rentes cate´gories de nuances. Les aciers fritte´s feront l’objet de conditions particulie`res.

Il est souhaitable de refroidir rapidement apre`s le palier de nitrocarburation afin de conserver l’inte´grabilite´ de la couche de combinaison. Les proce´de´s en bain de sels et sous atmosphe`re, souvent de type auste´nitique, sont les plus employe´s. Lorsqu’une e´paisseur de diffusion est spe´cifie´e, elle est difficile a` mesurer par filiation de durete´. Si ne´cessaire, on peut la mettre en e´vidence par un revenu vers 200  C et relever la profondeur de pre´cipitation des nitrures.

1.1.1 Aciers de construction me´canique Deux grandes cate´gories doivent eˆtre distingue´es dans cette famille pour l’aspect nitruration :

Ｒ

– aciers non allie´s au carbone ; – aciers faiblement allie´s. 1.1.1.1 Aciers de construction non allie´s au carbone

1.1.1.2 Aciers de construction faiblement allie´s

Ces aciers non allie´s au carbone (NF EN 10023) sont nitrocarbure´s bien souvent a` l’e´tat recuit et l’on cherche essentiellement a` obtenir une couche de combinaison de type e majoritairement monophase´e et assez e´paisse (10 a` 20 mm). La couche de diffusion est de faible durete´, et en pratique on mesure des durete´s superficielles qui inte`grent les 2 couches et qui sont proches de 350 a` 500 HV.

Sur ces nuances, faiblement allie´es (NF EN 10083-84-85), si cela s’ave`re ne´cessaire pour l’utilisation de la pie`ce, il est possible d’adapter le type de couche de combinaison recherche´. Tous ces aciers sont ge´ne´ralement nitrure´s a` l’e´tat trempe´ revenu et l’une des principales limitations d’emploi des nuances proviendra donc de la possibilite´ d’obtenir les proprie´te´s exige´es au cœur de la pie`ce, en tenant compte du fait que la tempe´rature de revenu de

Tableau 3 – Durete´s superficielles HV1 apre`s nitruration de diffe´rentes nuances d’aciers nitrurables, par famille et selon la durete´ a` cœur avant nitruration (d’apre`s NITREX) Durete´ a` cœur HV/HRC

Nuance

Durete´ superficielle HV1 apre`s nitruration

Durete´ a` cœur HV/ HRC

Nuance

Durete´ superficielle HV1 apre`s nitruration

Aciers a` outils (NF ISO 4957)

Aciers de nitruration (NF EN 10085) 41CrAlMo7-10

350/36

1190 - 1290

X150CrMo12

720 - 780

1000 - 1300

34CrAlNi7-10

350/36

1100 - 1200

X150CrMoCoV12

720 - 780

1000 - 1300

42CrMoV13-9

350/36

1050 - 1150

X38CrMoV5

480/48

1150 - 1280

32CrMoV12

320/32

870 - 920

40CrMnMo7

340/34

870 - 930

30CrMoV9

320/32

900 - 930

HS 2-9-2

790/63

1100

–

–

–

HS 2-9-1-8

865/66

1100

Aciers allie´s de construction (NF EN 10083)

Aciers de ce´mentation (NF EN 10084)

30CrMo4

300/30

640 - 680

16MnCr5

180

660 - 720

42CrMo4

300/30

650 - 700

20MnCr5

240/21

750 - 800

40NiCrMo8

310/31

650 - 700

20NiCrMo2

190

500 - 520

30NiCrMo12

310/31

600 - 650

18NiCrMo6

210

700 - 750

35NiCrMo16

330/33

800 - 850

–

–

–

Aciers au carbone (NF EN 10083)

Aciers inoxydables (NF EN 10088)

C10

160

320 - 380

X5CrNiMo18-10

230

1150 - 1250

C20

180

320 - 380

X2CrNiMo18-10

230

1150 - 1250

C30

180

380 - 420

X100CrMoV17

420/43

1150 - 1250

C45

200

420 - 470

X7CrNiCu17-4

300/30

1200 - 1350

C60

250/22

525

–

–

–

Nota : pour les aciers non allie´s ou faiblement allie´s a` basse teneur en carbone, les re´sultats sont obtenus apre`s nitrocarburation.

M 1 228 – 4

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ｒ￩ｦ￩ｲ･ｮ｣･＠ｉｮｴ･ｲｮ･ｴ ｍＱＲＲＸ ––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––– NITRURATION ET NITROCARBURATION

la nuance doit de´passer de 20 a` 50  C celle de la nitruration (§ 2.1 dans [M 1 227]).

Une e´tude re´alise´e par l’IWT de Bremen (RFA) montre l’inte´reˆt, pour les performances des outillages pour forgeage a` chaud [8], d’une reproductibilite´ des conditions de nitruration ou nitrocarburation pour la couche blanche et pour la couche de diffusion, et insiste sur l’importance des parame`tres de pilotage du proce´de´ par les coefficients de nitruration (KN) et carburation (KC). Comme annonce´ dans [M 1 227]au § 3.4.4, rappelons que KN et KC sont respectivement les coefficients de pseudo e´quilibre de la re´action de nitruration (a` partir de la nitruration dans le cas d’une nitruration. Le plus souvent KC est note´ KCB, car il est calcule´ a` partir de l’e´quilibre de la re´action de Boudouard de dissociation du CO.

Dans cette famille d’aciers, figurent les nuances dites de nitruration selon NF EN 10085. D’autres nuances sont fre´quemment utilise´es, notamment les familles chrome-molybde`ne (42CrMo4), mangane`se-vanadium type a` dispersoı¨des (40MnV6) [3], mangane`se-chrome (20MnCr5), chrome-molybde`ne-vanadium (15CrMoV6). Les aciers a` dispersoı¨des dont les caracte´ristiques sont obtenues par une mise en forme thermome´canique controˆle´e (16MnCrAlV7 et 30MnCrV7) [4] sont capables de donner des valeurs de durcissement importantes apre`s nitruration [5]. La nuance 40MnCrV7 est utilise´e pour fabriquer des vilebrequins de moteurs d’automobile renforce´s par nitruration. Enfin, il convient de signaler en pratique les nuances d’outillage livre´es pre´traite´es qui sont couramment nitrure´es (40CrMnMo8, 40NiCrMo16…).

Ｒ

Dureté en HRC

X160CrMoV12 austénitisé à 1080 °C

1.1.2 Aciers a` outils Dans le cadre de la norme NF ISO 4957, les aciers a` outils sont classe´s, selon le mode de travail de l’outil, en 3 grandes familles : – aciers allie´s pour travail a` froid ; – aciers pour travail a` chaud ; – aciers a` coupe rapide.

70 66 62 58 54

& Aciers allie´s pour travail a` froid Cette cate´gorie d’aciers se subdivise en 4 sous-cate´gories :

50

(1) re´sistant a` l’usure ;

46

(2) tre`s re´sistant a` l’usure ; (3) re´sistant aux chocs ;

42

(4) re´sistant a` certaines corrosions. 38

Les familles (1) et (3) comportent des nuances proches des aciers de construction (42CrMo4, 35NiCr15…), la famille (4) des nuances inoxydables martensitiques. Ces 3 familles sont utilise´es en outillage a` des niveaux de durete´ correspondant a` des tempe´ratures de revenu apre`s trempe infe´rieures a` 200  C donc incompatibles avec les nitrurations.

34 30

Dans la famille (2) on trouve les nuances a` 5 ou 12 % de chrome, dont les caracte´ristiques obtenues apre`s un revenu a` 200  C peuvent eˆtre e´galement atteintes apre`s un revenu a` haute tempe´rature et une auste´nitisation a` tempe´rature plus e´leve´e (figure 1) produisant une auste´nite re´siduelle transforme´e en martensite lors du revenu. Le tableau 4 donne quelques exemples de traitements de ce type de nuance ainsi que celui d’une nuance d’acier rapide de base [6].

0

100

200

300 400 500 600 700 800 Température de revenu (°C)

Acier rapide 6-5-2 austénitisé à 1 210°C Dureté en HRC

70

& Aciers pour travail a` chaud

66 62 58

Dans l’ensemble, ces aciers se preˆtent bien a` la nitruration, e´tant donne´ leurs compositions chimiques et leurs conditions de traitement thermique (tempe´rature de revenu e´leve´e). Les caracte´ristiques des couches doivent, pour une nuance donne´e, eˆtre adapte´es avec pre´cision au type de travail de l’outil. Dans le cas de la forge et de l’estampage, le tableau 5 d’apre`s [7] donnent des indications quant au choix des nuances en vue de la nitruration et, pour les nuances conseille´es, les caracte´ristiques des couches obtenues et les traitements pre´alables.

54 50 46 42

Les aciers les plus utilise´s en travail a` chaud et destine´s a` la forge et estampage, a` la mise en œuvre des alliages d’aluminium (extrusion, moulage), au moulage des thermoplastiques, sont les nuances a` 5 % de chrome (e´quivalent des nuances H11 et H13 ame´ricaines) auste´nitise´es entre 1 000 et 1 030  C, et revenues entre 590 et 615  C pour des durete´s HRC comprises entre 45 et 48. Les cycles de nitruration sont compris entre 3 et 30 heures, entre 520 et 570  C, pour obtenir une profondeur nitrure´e de 100 a` 400 mm.

38 34 30

0

100

200

300

400

500

600

700

800

Température de revenu (°C)

La profondeur de diffusion apporte la re´sistance en fatigue, la couche de combinaison joue un roˆle de barrie`re thermique et de re´duction du collage de la masse forge´e ou de la masse extrude´e.

Figure 1 – Nuances pre´sentant un pic de durcissement apre`s revenu (Documents Thyssen)

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ｒ￩ｦ￩ｲ･ｮ｣･＠ｉｮｴ･ｲｮ･ｴ ｍＱＲＲＸ NITRURATION ET NITROCARBURATION ––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––––

Tableau 4 – Exemple de gammes re´alise´es sur des aciers a` outils de travail a` froid et caracte´ristiques obtenues Type d’acier

Exemple de traitement pre´alable a` la nitruration

Durete´ HRC

Durete´ de la couche de diffusion (HV1) et e´paisseur de la couche de diffusion couramment re´alise´e

56 a` 58

850 a` 1 200 HV ; 0,015 a` 0,15 mm

Auste´nitisation 1 000  C, trempe TPE ou gaz et 2 revenus a` 520  C X100 CrMoV5 Auste´nitisation 980  C, trempe TPE ou gaz et 2 revenus a` 500  C

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Auste´nitisation 1 050  C, trempe TPE ou gaz et 2 revenus a` 550  C

58 a` 61

Auste´nitisation 1 080  C, trempe TPE ou gaz et 2 revenus a` 550  C

59 a` 62

Auste´nitisation 1 150  C, trempe TPE ou gaz et 3 revenus a` 570  C

61 a` 63

950 a` 1 300 HV ; 0,015 a` 0,15 mm

X160 CrMoV12

HS6-5-2

950 a` 1 300 HV ; 0,010 a` 0,1 mm

TPE : trempe par e´tape (trempe e´tage´e)

Tableau 5 – Classement des nuances selon leur aptitude a` la nitruration dans le cas d’utilisation en forge et estampage

Nuances figurant dans la norme NF ISO 4957

Nuances

A = nitrurable

B = peut eˆtre nitrure´ avec des pre´cautions spe´ciales

C* = nitruration de´conseille´e

40CrMoV13

A

–

–

55CrNiMoV4

–

–

C

55NiCrMoV7

–

–

C

40NiCrMoV16

–

–

C

X38CrMoV5-1

A

–

–

X38CrMoV5-3

A

–

–

X35CrWMoV5

A

–

–

X40CrMoV5

A

–

–

32CrMoV12-28

A

–

–

20MoNi34-13

–

–

C

X80MoCrV42-16

–

B

–

X30WCrV9

–

B

–

HS6-5-2

–

B

–

HS6-5-2HC

–

B

–

45NiCrMo18

–

–

C

60NiCrMo11

–

–

C

32MoCrCoV28

A

–

–

X45CrCoMoV5-5-3-2

A

–

–

Autres nuances

* Classement C : composition chimique peu favorable a` l’obtention de caracte´ristiques e´leve´es.

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Nitruration, nitrocarburation et dérivés par

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Dominique GHIGLIONE Ingénieur de l’École Centrale de Lyon (ECL) Ingénieur au Service Matériaux et Traitements thermiques du Centre Technique des Industries Mécaniques (CETIM)

Claude LEROUX Ingénieur du Conservatoire National des Arts et Métiers (CNAM) Directeur Général de Partiot SA et

Christian TOURNIER Ingénieur Diplômé par l’État (DPE) Directeur Technique et qualité de la Société Vide et Traitements Services

M 1 227 - 2

1.

Définitions et principes..........................................................................

2.

Traitements en milieu liquide. Bains de sels....................................

—

8

3.

Traitements en milieu gazeux ..............................................................

—

11

4.

Traitements assistés par plasma ou ioniques ..................................

—

15

5.

Autres procédés en développement...................................................

—

18

6.

Nitruration et parachèvement oxydant .............................................

—

18

7.

Matériaux employés ................................................................................

—

19

8.

Traitements thermiques préalables ....................................................

—

27

9.

Mise en œuvre...........................................................................................

—

28

10. Aspects métallographiques des couches obtenues.......................

—

32

11. Normalisation et spécifications...........................................................

—

35

12. Propriétés des pièces nitrurées ...........................................................

—

35

13. Défauts et déformations........................................................................

—

39

14. Comparaison des divers procédés ......................................................

—

43

Pour en savoir plus...........................................................................................

Doc. M 1 230

a nitruration ou apport d’azote par diffusion à des températures comprises entre 350 et 600 oC est à la base d’une famille de traitements qui diffèrent par la nature des éléments complémentaires d’apport (C, O, S...) et les modes de mise en œuvre. Le durcissement de la couche traitée est obtenu par transformation in situ lors de la diffusion et, de ce fait, aucun traitement complémentaire n’est nécessaire. Les propriétés d’emploi des pièces nitrurées ou nitrocarburées dépendent fortement des nuances d’acier utilisées et des microstructures obtenues par traitement. Le choix d’un procédé est donc conditionné par les possibilités de réalisation de la structure souhaitée et, bien entendu, par les critères économiques.

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NITRURATION, NITROCARBURATION ET DÉRIVÉS

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1. Définitions et principes

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Nitruration, nitrocarburation, oxynitruration, oxynitrocarburation, sulfonitruration, sulfonitrocarburation... sont des variantes d’une même famille de traitements que nous désignerons souvent dans la suite de ce texte sous le terme générique de « nitrurations ». Ces nitrurations ont pour caractéristiques principales : — d’être réalisées en phase ferritique sur les alliages ferreux (entre 350 et 590 oC selon les procédés) ; — d’obtenir directement leurs propriétés d’emploi sans qu’il soit nécessaire, comme c’est le cas pour la cémentation ou la carbonitruration, de réaliser un durcissement subséquent par trempe. Tous ces traitements permettent de produire des structures dont l’archétype est le suivant (figure 1) : — une couche de combinaison composée de nitrures de fer en extrême surface dont l’épaisseur peut varier de 0 à 30 µm ; — une couche de diffusion dont l’épaisseur typique est de quelques dixièmes de millimètre, mais qui peut atteindre exceptionnellement des valeurs légèrement supérieures au millimètre, dans laquelle l’azote est en solution interstitielle ou combiné sous forme de nitrures qui peuvent conduire, selon les éléments d’alliage présents dans l’acier, à des durcissements importants.

Figure 1 – Couche nitrurée

• gradient de dureté lié principalement au gradient de concentration en azote, aux paramètres de traitement et, à un degré moindre, au mode de refroidissement, • gradient de contraintes résiduelles orientées en compression à partir de la surface.

Les propriétés d’utilisation des pièces ayant subi ces types de traitement thermochimique sont étroitement liées à la structure réalisée. Dans certains cas, on visera la réalisation d’une couche de combinaison d’environ 20 µm ayant de bonnes propriétés de glissement et l’on se préoccupera peu des couches de diffusion qui auront de faibles caractéristiques de dureté (typiquement 300 à 500 HV). C’est le cas, par exemple, pour de nombreuses pièces de l’industrie automobile qui sont obtenues par découpage de tôles d’acier extra-doux puis nitrocarburées. Dans d’autres cas, en revanche, pour des pièces mécaniques très sollicitées en roulement, on utilisera des aciers fortement alliés qui conduiront à des couches de diffusion de plusieurs dixièmes de millimètre avec des duretés très élevées (environ 1 200 HV) et la couche de combinaison sera éliminée, car considérée comme indésirable. Entre ces deux extrêmes il existe de nombreuses variantes qui permettent de résoudre beaucoup de problèmes parmi ceux qui sont posés au mécanicien. Les différents procédés : nitruration, nitrocarburation, oxynitrocarburation, sulfonitrocarburation... présentent parfois des différences quant à la possibilité de réalisation des structures que nous venons d’évoquer. Certains auront tendance à favoriser une configuration structurale alors que d’autres, au contraire, permettront de réaliser toute la palette des possibilités. Cela étant, il faut, lorsque l’on s’intéresse aux propriétés de ces traitements, avoir constamment présent à l’esprit que des procédés qui conduisent à des structures identiques apportent des performances d’utilisation semblables.

Dans la suite nous allons examiner le cas d’un apport d’azote seul, nitruration proprement dite, puis nous envisagerons le cas des nitrocarburations et autres traitements avec apport d’oxygène et/ou de soufre.

1.1 Nitruration L’examen du diagramme d’équilibre fer-azote (figure 2) montre, aux températures de traitement utilisées, l’existence : — d’une solution solide ␣ d’azote dans le fer à très faible solubilité en azote ; — du nitrure ␥′ de structure cubique à faces centrées (cfc) dans laquelle un atome d’azote occupe le site octaédrique situé au centre de la maille (figure 3). Ce nitrure est stable dans un domaine de composition qui, à 590 oC, s’étend de 19 à 20,2 atomes % d’azote soit 5,5 à 5,75 % en masse. Sa dureté est d’environ 800 HV ; — du nitrure ⑀ de structure hexagonale compacte (hc) dont les sites octaédriques sont occupés par des quantités d’atomes d’azote variables selon la composition du nitrure (figure 4). Sa formule est du type Fe2-3N. Ce nitrure est stable à partir de 24 atomes % à 570 oC soit 7,35 % en masse. La limite d’existence du nitrure ε correspond à l’apparition du nitrure Fe2N orthorhombique. Par ailleurs, il se révèle thermiquement instable lorsque sa teneur en azote dépasse 10 % en masse [60]. La figure 5 illustre la relation entre la courbe concentrationpénétration de l’azote et le diagramme d’équilibre Fe-N.

Sur le produit traité, les traitements de nitrurations seront contrôlés par : — la dureté Vickers superficielle qui, selon les charges d’essai employées, est représentative à la fois des caractéristiques de la couche de combinaison et de la zone de diffusion ; — les caractéristiques de la couche de combinaison : • composition : teneur en azote et autres éléments éventuels, • structure cristalline (nature du ou des nitrures formés), • dureté, • morphologie, taux de porosité, • épaisseur ; — les caractéristiques de la zone de diffusion : • structure liée aux éléments d’alliage, à la teneur en azote contenu et aux paramètres de nitruration (taille et répartition des précipités),

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1.1.1 Couche de combinaison ou couche blanche La couche de combinaison doit son nom au fait que l’azote est sous forme de nitrure, donc combiné. Dans sa version la plus complète, elle est constituée des nitrures ε et γ ’. On l’appelle aussi couche blanche, car c’est avec cet aspect qu’elle apparaît lorsqu’on l’observe au microscope dans les conditions les plus courantes (attaque au nital, cf. figure 1). Selon les conditions de nitruration et le matériau de base utilisé, on pourra obtenir : — une absence totale de couche blanche pour les faibles apports d’azote ; — une couche monophasée γ ’ (si la concentration en azote est maintenue à un niveau suffisamment faible) ou quasi monophasée ε

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____________________________________________________________________________________________ NITRURATION, NITROCARBURATION ET DÉRIVÉS

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Figure 2 – Diagramme d’équilibre fer-azote [59]

Figure 3 – Structure du nitrure ␥′ Fe4N (phase ␥′ )

(forte concentration en azote à 570 oC) ; on conçoit la difficulté d’obtenir de telles couches si le potentiel de nitruration est mal contrôlé ; — un mélange des phases ε et γ ’ dans des proportions qui varient selon les conditions opératoires. Au cours du refroidissement, ces couches pourront être le siège de transformations partielles associées à l’évolution, avec la température, des limites de solubilité de l’azote dans les phases formées. On observe parfois dans les couches ε des porosités dont la présence s’explique, d’après [60], de la façon suivante : les pressions partielles d’azote moléculaire qui conduisent à la formation de nitrures à partir des milieux réactionnels habituels sont très élevées (plusieurs milliers de MPa). L’équivalent de ces pressions partielles est maintenu en cours de traitement à la surface du matériau. Toutefois, à l’intérieur des couches, ce n’est pas le cas, et il y a donc tendance à un retour à l’équilibre thermodynamique avec décomposition partielle des nitrures et production d’azote moléculaire. D’autres hypothèses ont été avancées pour expliquer la présence de ces porosités, parmi lesquelles : — la déficience d’alimentation en fer lorsque la teneur en azote dans la couche de combinaison est trop élevée ; la cinétique de formation de la molécule est plus rapide que la croissance de concentration dans la solution solide ;

Figure 4 – Structure du nitrure

⑀

Fe2N-Fe3N

— l’attaque corrosive du fer par les agents présents dans le milieu nitrurant, phénomène reconnu dans les milieux liquides (bains de sels).

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NITRURATION, NITROCARBURATION ET DÉRIVÉS

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Figure 5 – Relation entre le diagramme d’équilibre Fe-N et la courbe concentration-pénétration à 570 oC (d’après [60])

Figure 6 – Profils de dureté obtenus avec le fer nitruré par bombardement ionique à 570 oC (d’après [61])

1.1.2 Couche de diffusion Figure 7 – Exemples de gradients de contraintes résiduelles pour différents traitements de nitruration de l’acier X 100 CrMoV 5 (d’après [62])

Dans le fer pur (ou l’acier non allié), l’azote qui diffuse en solution solide d’insertion conduit à un très faible durcissement selon l’enrichissement en azote. La solution solide est conservée si le métal est refroidi rapidement à partir de la température de nitruration. Si le refroidissement est lent ou si le métal est soumis à un revenu après trempe, des nitrures précipitent, conduisant à une seconde possibilité de durcissement par précipitation. En l’absence d’éléments d’alliage, ce durcissement n’excède pas 500 HV sur une profondeur très faible (figure 6). Si le métal contient des éléments d’alliage et si ceux-ci présentent une affinité de combinaison avec l’azote (cf. § 7.1), il se forme des précipités de nitrures finement dispersés dans la zone de diffusion. Ces précipitations conduisent à un durcissement important avec apparition de contraintes de compression élevées (figure 7). Les niveaux de dureté obtenus sont généralement compris, suivant les compositions chimiques et, dans une moindre mesure, selon les procédés mis en œuvre, entre 400 et 1 300 HV. La figure 8a donne

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des exemples de gradients de dureté obtenus après nitruration d’aciers à différentes teneurs en chrome. La loi d’obtention de la profondeur de nitruration (e ) en fonction du temps de traitement (t ) est de la forme e = K t (figure 8b ). La profondeur de diffusion est définie conventionnellement comme la distance entre la surface, et la couche ayant une dureté correspondant à celle du cœur (mesurée en HV) augmentée de 100 HV. Cette notion d’épaisseur n’est pas suffisante pour exprimer l’allure du gradient qui peut prendre, a priori, les allures extrêmes de la figure 9a. Le rapport DC/DX doit être pris en compte lors de la mise au point d’un traitement pour une application donnée.

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Figure 8 – Profils de microdureté et cinétique de nitruration de divers aciers au chrome (d’après [63])

La différence DC-DX s’accroît avec la teneur en éléments d’alliage actifs (cf. 7.1.2), la température et le potentiel nitrurant du milieu de traitement. En réalité, les courbes auront l’allure de celles données (figure 9b ), où l’on a représenté une courbe à dureté élevée (1) : peu profonde, à fort gradient de dureté dû à un fort gradient d’azote obtenu avec un potentiel azote de l’atmosphère élevé, et une courbe à dureté plus faible (2) : plus profonde, à faible gradient de dureté dû à un faible gradient d’azote obtenu avec un potentiel plus bas que dans le premier cas et avec éventuellement une phase de diffusion après nitruration. On appelle phase de diffusion dans un cycle de nitruration, une période située en cours de cycle ou en fin de cycle, de maintien à la température de nitruration dans un milieu neutre. Cette phase permet de diminuer les gradients (N et dureté) dans la zone de diffusion et de réduire l’épaisseur de la couche blanche. La zone de diffusion, par sa dureté, participe à la résistance à l’usure de la surface comme un soutien de la couche de combinaison. Par sa profondeur et ses gradients de dureté et de contrainte, elle contribue à améliorer la tenue à la fatigue. Les profondeurs les plus courantes se situent entre 100 et 500 µm, elles peuvent aller jusqu’à 1 500 µm moyennant des précautions particulières. Si on souhaite avant toute chose une amélioration de la tenue à l’usure, on cherchera la dureté maximale ; si l’on vise plutôt la tenue aux efforts mécaniques, on préférera des duretés plus faibles pour une plus forte profondeur. Il faut savoir qu’il y a toujours un risque avec les couches dures d’accélérer la propagation des fissures dès l’instant où celles-ci sont initiées. C’est la raison pour laquelle il faudra parfois chercher à faire des protections contre la nitruration dans des zones soumises à des contraintes d’extension, comme certains angles rentrants sur des outillages de frappe.

Figure 9 – Profils de microdureté possibles

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NITRURATION, NITROCARBURATION ET DÉRIVÉS

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Figure 10 – Diagramme d’équilibre Fe-C-N : coupe isotherme à 565 oC (d’après [144])

1.2 Nitrocarburation et autres traitements La présence de carbone (contenu dans l’acier) favorise la formation du nitrure ε dont le domaine d’existence est étendu, particulièrement aux températures voisines de 565 oC (figure 10), dans le système ternaire Fe-N-C. Ce phénomène est utilisé pour favoriser l’obtention de la phase ε par addition d’un élément carboné dans le milieu nitrurant (nitrocarburation). L’étude du diagramme ternaire permet de faire les constatations suivantes : — le carbone est très peu soluble dans le nitrure γ ’, sa solubilité maximale est inférieure à 0,2 % en masse ; — le nitrure ε quant à lui peut dissoudre jusqu’à 3,7 % en masse de carbone ; on a alors une phase de composition Fe2-3(C, N) parfois appelée carbonitrure ε. On utilise parfois l’appellation ε’ pour la forme la plus riche en azote ou azote et carbone ; — l’azote est très peu soluble dans le carbure de fer ; — une phase carbure peut apparaître conformément au diagramme d’équilibre, elle est souvent notée θ (Fe3C).

Figure 11 – Concentration en carbone dans la couche de combinaison d’un acier Ck 45 (norme DIN) (d’après [64])

La figure 11 montre, d’après la mesure de la concentration en carbone à travers la couche de combinaison et dans la zone de diffusion d’un acier type 2C45, le rôle de l’apport du carbone de l’acier pour nourrir la couche de combinaison. Il peut donc y avoir nitrocarburation sans qu’il y ait nécessairement apport de carbone dans le milieu nitrurant, c’est particulièrement le cas lors de la nitruration des fontes grises (lamellaires ou GS). Il est d’usage, toutefois, d’employer le terme de nitrocarburation seulement lorsqu’il y a effectivement diffusion simultanée d’azote et de carbone à partir du milieu actif.

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Par rapport à la nitruration, ces traitements conduisent, d’après le diagramme d’équilibre, à des possibilités d’obtention de phase ε réellement monophasée et, ainsi que nous l’avons vu précédemment, à des compositions de phases légèrement différentes. Par ailleurs, il semble que la présence et le mode d’apport du carbone puissent jouer un rôle dans l’architecture des couches de combinaison formées (figure 12). L’action du carbone se situe essentiellement au niveau de la couche de combinaison, il a peu d’action sur la couche de diffusion.

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rares procédés permettent de former en supplément une légère couche efficace de sulfure (SULFINUZ® par exemple).

Pour les autres traitements dérivés de la nitruration telles la sulfonitruration (apport de N et S) ou l’oxynitruration (apport O et N), l’effet des éléments oxygène ou soufre est du même ordre que celui du carbone : modification du type de nitrure de la couche de combinaison et peu d’action sur la couche de diffusion. La présence de ces éléments favorise l’obtention de phase ε riche en azote.

Par ailleurs, à l’exception des procédés de nitruration ionique mis en œuvre sous pression réduite, les différents procédés de nitrocarburation font intervenir l’oxygène. Dans les bains de sels (cf. § 2), il est présent à partir de l’air introduit dans le bain et par décomposition des cyanates (CNO –) ; dans les atmosphères gazeuses (cf. § 3), il est présent dans les gaz additionnés à l’ammoniac (CO, CO2, H2O, O2 , N2O). La figure 13 représente les courbes de dosage à travers la couche de combinaison des éléments C-N-O après mise en œuvre d’une nitrocarburation en bain de sels (figure 13a ) et d’une nitrocarburation en atmosphère de NH 3 et gaz endothermique (figure 13b ). Dans les deux cas, l’oxygène est présent.

Il faut insister sur le fait que, pour la plupart des traitements de sulfonitruration, sulfonitrocarburation, oxysulfonitruration et oxysulfonitrocarburation, l’effet du soufre se limite à favoriser l’apparition des phases ε ou ε’. C’est la nature même de ces couches qui est à l’origine des bonnes propriétés de frottement et non pas, comme on le croit souvent, la formation de sulfures. Seuls quelques

Figure 12 – Constitution des couches de combinaison (d’après [65])

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NITRURATION, NITROCARBURATION ET DÉRIVÉS

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— les nitrures ainsi formés présentent des propriétés tribologiques intéressantes : coefficient de frottement faible, capacité d’accommodation élevée et pouvoir inhibiteur de soudure contre le grippage ; ils jouent un rôle essentiel dans le comportement des pièces mécaniques ou des outillages en améliorant la résistance à l’usure, en évitant certains problèmes de collage et en facilitant les écoulements par réduction du coefficient de frottement conduisant à l’accommodation des surfaces ; — l’épaisseur de la couche de combinaison est, selon les procédés et les conditions de mise en œuvre, comprise entre 0 et 25 µm ; — le choix du type de couche γ ’ ou ε , son épaisseur et sa qualité monophasée ou biphasée, compacte ou poreuse, sont des éléments importants de définition du traitement de nitruration ; — c’est la formation de la couche de combinaison qui crée l’expansion généralement observée après nitruration ; en première approximation, le gonflement est de l’ordre de 30 % de l’épaisseur de la couche soit, par exemple pour une barre cylindrique, un gonflement de 0,012 mm au diamètre pour une couche de combinaison de 20 µm ; — les propriétés de la couche de diffusion dépendent essentiellement des éléments d’alliage présents dans le matériau et des paramètres de nitruration.

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2. Traitements en milieu liquide. Bains de sels 2.1 Bains non activés Aux températures de nitruration 500-550 o C, il est possible d’obtenir une réaction de nitruration à partir de la décomposition thermique d’un cyanure alcalin (potassium ou sodium). Dans ce cas, la réaction de nitruration est très lente et ces bains ne sont utilisés que pour la nitruration des aciers à outils, aciers rapides ou autres nuances très alliées pour lesquels ils présentent l’avantage de produire des couches de diffusion très minces à des températures réduites en assurant une excellente propreté des surfaces.

Figure 13 – Évolution des teneurs en azote, carbone et oxygène dans la couche de combinaison après nitrocarburation (d’après [66])

Exemple de compositions : 1 NaCN ......................................... 30 % Na2CO3 ou K2CO3 ..................... 25 % KCI ............................................. 45 %

Il peut d’ailleurs exister une ambiguïté avec les appellations oxynitruration ou oxynitrocarburation qui sont parfois utilisées pour définir des traitements dans lesquels il y a diffusion des éléments O, N ou O, N, C. L’usage tend toutefois à réserver ces termes aux traitements de nitruration ou nitrocarburation suivis d’une postoxydation (cf. § 6). L’addition dans le milieu nitrurant de composés soufrés est réalisée en bain de sels par ajout de K2S (cf. § 2.2) et dans les traitements assistés par plasma (nitrocarburation ou nitruration ionique), par apport d’H2S.

Leur utilisation tend toutefois à disparaître, étant donné leur forte toxicité et leur très faible réactivité.

2.2 Bains activés Les bains industriellement utilisés sont des bains à base de cyanates et de carbonates aérés par insufflation d’air. L’élément nitrurant est le cyanate CNO– qui se décompose suivant une double réaction de dismutation et d’oxydation :

1.3 Caractéristiques des nitrurations

— réaction de dismutation :

Ainsi que nous l’avons vu dans les deux paragraphes précédents, les structures obtenues avec ces différents traitements sont très proches et la distinction que nous avons faite entre nitruration, nitrocarburation, oxynitruration, sulfonitruration... et autres dérivés, intéressante d’un point de vue didactique, ne correspond pas à une réalité du point de vue de la pratique industrielle. Il faut retenir à ce stade que lors de ces traitements de nitruration : — l’extrême surface de la pièce subit dans certains cas une transformation chimique complète en nitrures de fer équivalente à une conversion chimique ;

M 1 227 − 8

2 60 % 15 % 25 %

–

2–

–

4 CNO → CO 3 + CO + 2 CN + 2 N ---.

(1)

— réaction d’oxydation : –

2–

2 CNO + O 2 → CO 3 + CO + 2 N ---.

(2)

L’oxygène est apporté à la surface par l’air ambiant et par l’air comprimé introduit dans les bains.

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____________________________________________________________________________________________ NITRURATION, NITROCARBURATION ET DÉRIVÉS

Il s’y ajoute une réaction de carburation par le monoxyde de carbone produit : CO → 1/2 O 2 + C ---.

(3)

L’essentiel des cyanures produits au cours de la réaction (1) est reconverti en cyanates directement par oxydation : 2 CN– + O2 → 2 CNO–

(4)

L’épuisement du cyanate aboutit à la formation de carbonate qu’il faut reconvertir en cyanate par régénération à l’aide d’un sel spécial dont la nature exacte constitue le savoir-faire des procédés commercialisés sous les marques SURSULF® [67] et TENIFER® TF1® [68]. Le principe est d’utiliser un composé du type amine, comme l’urée, qui donnerait la réaction : –

2–

2 NH 2 – CO – NH 2 + CO 3 → 2CNO + 2NH 3 + CO 2 + H 2 O

Ｒ

(5) Figure 14 – Évolution des teneurs en azote, carbone, oxygène et soufre dans la couche de combinaison après un traitement par le procédé SULFINUZ® pendant 90 min (d’après [66])

Cette réaction doit être contrôlée de façon à limiter les teneurs en vapeur d’eau et en ammoniac dans le bain. La vapeur d’eau conduit à une augmentation du pouvoir oxydant du bain avec une tendance à former des oxydes avec les sels, entraînant une pollution du bain et une mauvaise qualité des couches (porosités importantes). L’ammoniac NH 3 augmente le pouvoir nitrurant du bain mais favorise la croissance rapide des couches avec formations de porosités [67]. La couche de combinaison obtenue est majoritairement de structure ε avec éventuellement, en limite de la zone de diffusion, une partie γ ’ si le temps de traitement est prolongé (elle correspond à un appauvrissement en azote par diffusion vers le cœur). La composition massique moyenne d’un bain ainsi réglé est la suivante : — CNO– ............................................................................ 30 à 38 % 2– — CO 3 ............................................................................ 18 à 20 % – — CN ............................................................................... 0 à 3 % Les procédés d’origine SULFINUZ ® et TENIFER ® NS ® utilisent le cyanure comme élément de production du cyanate, grâce à l’insufflation d’air pour le procédé TENIFER® et la présence de souffre produisant des espèces oxydées du souffre pour le procédé SULFINUZ®. Ils présentent l’inconvénient majeur d’être à haute teneur en cyanure (de l’ordre de 20 % en masse). Le procédé SULFINUZ ® est réalisé avec un sel riche en soufre sous forme de thiocyanate NCS – assurant un soufre résiduel libre de 0,2 à 0,3 % ; la couche obtenue contient des composés azote, carbone, soufre (sulfonitrocarbures) et présente, grâce au soufre, des capacités de résistance au grippage supérieures à celles obtenues par les procédés sans soufre. Toutefois, les couches sont de plus faible épaisseur et moins riches en azote et carbone que les couches obtenues par le procédé TENIFER® (figure 14), étant donné la substitution du soufre aux éléments N et C. On peut donc parler pour ce procédé d’une réelle sulfonitrocarburation. Dans le procédé SURSULF®, le soufre intervient comme agent chimique du bain, pour éliminer complètement les cyanures formés au cours de la réaction (1) et incomplètement éliminés par la réaction (4). Il est introduit sous la forme de sulfure de potassium K2S qui, par oxydation, donne des sulfites ou des thiosulfates, réagissant avec le cyanure pour former le cyanate suivant la réaction : 2–

–

–

SO 3 + 3 CN → 3 CNO + S

Figure 15 – Effet du soufre sur le domaine de la phase ⑀ dans le cas d’un traitement par le procédé SURSULF ® (d’après [67])

À l’exception de quelques traces de soufre dans la couche et d’un taux de porosité sensiblement plus élevé, les couches obtenues sont tout à fait comparables à celles du procédé TENIFER ® TF1 ®. La présence des porosités n’est pas nécessairement un inconvénient, car elles favorisent la sustension du film d’huile en frottement lubrifié et facilitent le rodage ; toutefois, une proportion trop importante de porosités réduit la résistance à l’usure et rend la couche fragile. Les porosités se situent dans la partie extérieure de la couche ; on admet qu’une proportion de 30 à 50 % soit poreuse, la partie adjacente à la zone de diffusion étant compacte (figure 16).

2–

Le soufre résiduel dans le bain est de l’ordre de 2 à 10 ppm masse, il n’est pas un élément de combinaison de la couche de nitrures mais peut être présent sous une forme indéterminée (désignée sous l’appellation d’espèces soufrées) située probablement dans les porosités de la couche ε dont il favorise la croissance (figure 15) d’après [67] et le taux de porosité.

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NITRURATION, NITROCARBURATION ET DÉRIVÉS

____________________________________________________________________________________________

Les tableaux 1 et 2 donnent des exemples de caractéristiques obtenues avec les procédés SURSULF  et TENIFER .

2.3 Mise en œuvre du traitement 2.3.1 Préparation et parachèvement

Ｒ

La gamme de traitement comprend, après un dégraissage soigné et un préchauffage éventuel, un maintien dans le bain de nitruration suivi d’un refroidissement choisi selon des critères d’aspect après traitement, en tenant compte des risques de déformation et de tapure des pièces par choc thermique, et cela selon les aciers traités. Après traitement, il est fréquent d’effectuer un léger nettoyage mécanique par polissage ou par projection de billes de verre.

Figure 16 – Micrographie d’une couche nitrocarburée

Quel que soit le procédé, l’absence totale de porosités est difficile à obtenir avec les fontes et spécialement les fontes grises. Le taux de porosité dépend du bon équilibre de la chimie du bain et de sa propreté. Il convient d’éliminer les boues produites par la dissolution du fer, provenant des pièces traitées, des montages et du creuset, complexé avec les carbonates, en effectuant des opérations de décrassage ou de filtration en continu du bain de sels. La composition du bain de sels (teneur en cyanate et en carbonate) est contrôlée régulièrement par dosage chimique et son efficacité est vérifiée par des contrôles micrographiques sur échantillon de référence, complétés éventuellement d’un test de frottement selon la méthode Faville (serrage d’une éprouvette cylindrique tournant entre 2 mors en V et mesure de la charge maximale atteinte lors de son application en continu [69]). La température d’utilisation de ces bains se situe entre 560 et 580 oC (température recommandée pour le procédé SURSULF : 565 ± 5 oC et pour procédé le TENIFER  TF1  : 570 à 580 ± 5 oC) selon les applications. Leur pouvoir nitrurant est très élevé et les temps de traitement sont relativement courts. L’application la plus fréquente sur les aciers de construction au carbone non alliés correspond à un temps de traitement de 1 h 30 à 2 h pour obtenir une couche de combinaison de 10 à 20 µm et une profondeur de diffusion de l’ordre de 0,15 à 0,40 mm selon les nuances d’acier. Cette profondeur de diffusion ne se traduit pas nécessairement par un durcissement mesurable si l’acier traité ne contient pas d’éléments d’alliage.

2.3.2 Matériels de traitement Le matériel utilisé est constitué d’un four à creuset métallique pour le bain de nitrocarburation. Le matériau du creuset est préconisé par le fournisseur du sel. La meilleure longévité est obtenue avec les creusets en titane ou alliage de titane mais, compte tenu du prix de ces matériaux, on cherche à les remplacer par une nuance type Inconel pour le procédé TENIFER  et par une nuance type Z2C17 mieux adaptée pour résister en présence de soufre pour le procédé SURSULF . Le chauffage doit être tel qu’il garantisse une précision de ± 5 oC, il peut être interne aux bains par thermoplongeurs (à gaine de titane) ou extérieur : par résistances électriques ou par brûleurs à gaz de type tangent. Le bain est agité et aéré par insufflation d’air comprimé asséché ou par utilisation d’un surpresseur. L’air est introduit par un tube de même nature que le creuset plongeant dans le bain. Un dispositif de type décrasseur ou de filtration en continu par passage après pompage du sel à travers une masse filtrante constituée de fibres de céramique permet de maintenir propre le bain. La régénération du bain par apport d’un sel correcteur contenant le dérivé aminé s’effectue soit par apport massif de sel toutes les quelques heures (selon l’utilisation) avec l’inconvénient de provoquer une forte réaction avec dégagement d’ammoniac et perte d’une partie de l’efficacité régénératrice, soit par distribution en continu de pastilles du sel correcteur à l’aide d’un vibreur. Les pièces à traiter sont placées sur des cadres ou dans des paniers réalisés dans le même métal que le creuset ou à défaut en acier doux mais, dans ce cas, il faut s’attendre à une nitruration en continu de (0) ces montages et à leur dissolution progressive dans le bain.

La durée de traitement peut aller jusqu’à 8 h sur certains aciers alliés comme les aciers pour travail à chaud type X 38 CrMoV5. Sur les aciers à coupe rapide, le temps de traitement sera en revanche très court (2 à 10 min), de façon à ne pas provoquer de fragilisation.

Tableau 1 – Exemple de duretés superficielles sur différents alliages ferreux après traitement SURSULF  (d’après [68]) Nuance

Dureté avant traitement HV 1

Dureté après traitement HV 1

Durée du traitement

XC 38 (.C 40) état recuit

180

320

1 h 30 min

XC 38 (.C 40) état trempé revenu

250

440

1 h 30 min

42 CrMo 4 état trempé revenu

380

560 600 640 740

1 h 30 min 2h 3h 4h

Z 3 CN 18-8

230

700

1 h 30 min

Fonte GS

380

740

1 h 30 min

(0)

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Carbonitrurations profondes surenrichies à l’azote Ｒ

par Alexandre FLEURENTIN Expert judiciaire près de la cour d’appel de Paris METALLO CORNER, Paris, France

L

es pièces mécaniques en acier traitées par cémentation ou carbonitruration suivies d’une trempe et d’un revenu sont utilisées sur des systèmes mécaniques sollicités en fatigue et/ou fatigue de contact. Depuis la fin du XXe siècle, on assiste à une décroissance du rapport poids/puissance des véhicules pour être en conformité avec les accords de Kyoto au niveau des rejets de CO2. La réduction de la taille des pièces de transmission du moteur et l’augmentation des couples mécaniques (downsizing) aboutissent à une augmentation des contraintes de service et une élévation possible de la température des systèmes principalement pour des pièces sollicitées en fatigue de contact. Il est donc nécessaire de travailler avec des aciers traités thermiquement qui auront des caractéristiques mécaniques et contraintes résiduelles améliorées et stables aux températures de travail (par exemple 250  C-300  C pour des pressions de contact de 3,5 à 4 GPa). Face à cette orientation technique dictée par des impératifs écologiques, de nouveaux traitements thermochimiques ont été développés pour améliorer les caractéristiques mécaniques obtenus après une cémentation ou une carbonitruration classique, tout en restant économiquement compétitif par rapport aux traitements de longues durées, telles que les nitrurations et nitrocarburations. C’est pour ces raisons que les carbonitrurations profondes surenrichies à l’azote ont fait leur apparition dans les ateliers de traitements thermiques. On les trouve sous des appellations diverses telles que « deep carbo », « carbo HN » (High Nitrogen), « carbo HD » (High Diffusion)… L’objectif de cet article est dans un premier temps, de décrire les différences entre ces nouveaux traitements thermochimiques et la cémentation ou la carbonitruration standard, et dans un second temps, de détailler les moyens de réguler en production ces nouvelles atmosphères. Le lecteur trouvera en fin d’article un glossaire et un tableau des sigles, notations et symboles utilisés.

Points clés : Domaine : Traitement thermochimique Degré de diffusion de la technologie : Croissance Technologies impliquées : Fabrication engrenages, transmissions, roulements. Domaines d’application : Automobile, aéronautique.

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Principaux acteurs français : Industriels : HACER, United Process Controls, SNR NTN, Métallo Corner. Contact : [email protected]/http://www.metallocorner.fr

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RE 280 - 1

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RECHERCHE

1. Qu’est-ce qu’une carbonitruration surenrichie à l’azote ?

Comme on peut le constater avec ce type de carbonitruration, l’objectif est de travailler avec des potentiels carbone Pc classiques (proche de 0,8). En revanche, on vise des teneurs en azote supérieures à 0,6 %, sur des profondeurs importantes : obtention de 0,1 N sur une profondeur supérieure à 300 mm.

Pour comprendre ce que représente une carbonitruration profonde surenrichie à l’azote, il est nécessaire de décrire ce que l’on entend par carbonitruration standard. Jusque dans les années 2000, lorsque l’on effectuait une carbonitruration, les spécifications au plan exigeaient une teneur en azote inférieure à 0,3 % en extrême surface (avec 0,1 % N à 100 mm) pour un potentiel carbone avoisinant les 0,75 % de carbone en équilibre avec l’atmosphère du four (figure 1).

La structure micrographique présentée en figure 4 montre qu’à l’état brut de trempe la structure métallurgique est composée de martensite, d’austénite résiduelle et de nitrure de chrome de type CrN obtenus durant la phase d’enrichissement. On peut ajouter que l’austénite résiduelle est présente globalement « en plus grande quantité » et qu’elle peut être durcie par la mise en solution solide en insertion du carbone et de l’azote. Elle est donc plus stable thermodynamiquement. Au niveau de la martensite à l’état brut de trempe, elle est également plus riche en azote. De nouvelles phases, type nitrures, apparaissent durant la phase d’enrichissement CrN, mais également durant l’opération de revenu Fe16N2, du fait que l’austénite se trouve à l’état brut de trempe sursaturée en azote [3].

Il est important de souligner que ces spécifications sont extrêmement rares. En production, les validations qualité reposent sur des profils de dureté et parfois sur un taux d’austénite résiduelle, et non pas sur le profil azote et carbone. Cela se traduit au niveau de la qualité procédé par un contrôle de la teneur en ammoniac injecté. Nous verrons par la suite que cette façon de faire est fort discutable, puisque le potentiel nitrurant dans l’atmosphère est fonction du taux de dissociation de l’ammoniac et, par conséquent, de la teneur en ammoniac résiduel. On parle d’ammoniac non dissocié issu de la décomposition incomplète de l’ammoniac sous la forme :

NH3 → 1/ 2 N2 + 3 / 2 H2 Pour ce qui est des nouvelles carbonitrurations, plus riches en azote et plus profondes, un exemple de profils carbone et azote est proposé dans la thèse de M. Loukachenko de 2006 [1] (figure 2). Ces résultats sont obtenus en suivant le cyclage

T = 900 °C – 5 h 20 min Température

Teneur (%)

1,0

T = 840 °C – 2 h 30 min

Cémentation

0,8

Carbonitruration

Pc = 0,8 ; NH3 = 8 %

Pc = 0,8

Trempe dans un bain de sel T = 180 °C

Durée 0,6

Figure 2 – Cycle de carbonitruration surenrichie en azote réalisé par Y. Watanabe [2]

CARBONE teneur maximale teneur minimale

Fraction massique de carbone et d’azote (%)

Ｒ

thermique de l’équipe de Y. Watanabe [2] en injectant 8 % en volume d’ammoniac dans un four chauffé dans un premier temps à 900  C puis à 840  C avant la trempe (figure 3).

0,4

0,2 AZOTE teneur maximale teneur minimale

0,0

0,1

0,2

0,3

0,4

0,5

0,6

0,7

0,8

0,9

1,0

Profondeur (mm) Figure 1 – Spécifications automobile : profils min/max azote et carbone pour une carbonitruration standard

RE 280 - 2

1

27MnCr5 : carbone 27MnCr5 : azote

0,8

27Cr5Mo4 : carbone 27Cr5Mo4 : azote

0,6

0,4

0,2

0 50

150

250

350

450 550 650 Profondeur (µm)

750

850

950 1 050

Figure 3 – Exemple de profils azote et carbone [1]

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6-2019

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RECHERCHE

Traitement de vieillissement après carbonitrurations profondes surenrichies à l’azote par Alexandre FLEURENTIN Expert judiciaire près de la Cour d’appel de Paris METALLO CORNER Conseils, Paris, France

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L

a carbonitruration « High Nitrogen », riche en azote, est caractérisée par : – un pourcentage en azote surfacique supérieur à 0,4 %, – une profondeur d’enrichissement pouvant dépasser les 600 mm, – une austénite résiduelle et une martensite riche en azote. Ce nouveau traitement thermochimique permet de répondre à deux enjeux techniques intimement liés : la réduction de la taille des pièces en vue de diminuer la masse des pièces embarquées (downsizing) et l’augmentation des contraintes appliquées. Ces points peuvent tous deux aboutir à une élévation de la température du système et dégrader les caractéristiques mécaniques des produits si la température atteinte dépasse celle fixée au revenu. Nous verrons, dans cet article, que ce traitement peut également être utilisé dans le cas de traitements duplex par PVD (dépôt physique en phase vapeur) ou par PACVD (dépôt chimique en phase vapeur assisté plasma), où le substrat peut être chauffé au-dessus des températures de revenu de détente. Dans l’article introductif [RE 280] « Carbonitrurations profondes surenrichies à l’azote », nous avons pu constater que l’allure du profil de dureté varie de façon importante en fonction : – de la quantité de carbone et d’azote absorbés, – des éléments d’addition contenus dans les aciers traités. Par conséquent, le choix de l’acier, la sélection de l’atmosphère de travail (potentiel carbone et potentiel nitrurant) et la profondeur de rectification sont des critères primordiaux si l’on souhaite optimiser la tenue en fatigue de pièces mécaniques par le biais de carbonitrurations surenrichies à l’azote. Cet article associé aux nouvelles carbonitrurations a pour objectif de poursuivre l’analyse en s’intéressant aux phénomènes métallurgiques qui surviennent, lorsqu’on élève la température d’une pièce carbonitrurée avec plus ou moins d’azote absorbé : lors du revenu, durant la réalisation d’un revêtement type PVD ou PECVD, ou en service principalement dans le cas de produits sollicités en fatigue de contact. Pour illustrer cette réflexion, il est important de s’intéresser à l’évolution des profils de dureté, des contraintes résiduelles (estimées par diffraction des rayons X (DRX)) et de la teneur en austénite résiduelle (mesurée par DRX) pour différents aciers de construction plus ou moins alliés, cémentés ou carbonitrurés avec des potentiels nitrurants différents (Carbo HN et Carbo HN+ avec KNHN < KNHN+). Ces résultats permettront d’acquérir une meilleure compréhension de la carbonitruration surenrichie à l’azote et du comportement des pièces renforcées par ce type de traitement thermochimique, qui trouve une réelle place entre une cémentation et une nitruration/nitrocarburation tant au niveau des performances en fatigue qu’au niveau économique. Le lecteur trouvera en fin d’article un glossaire et un tableau des sigles et des symboles utilisés.

3-2021

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RECHERCHE

Points clés Domaine : Traitement thermochimique Degré de diffusion de la technologie : Croissance Technologies impliquées : Fabrication engrenages, transmissions, roulements Domaines d’application : Automobile, Aéronautique

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Principaux acteurs français : — Centres de compétence : IRT M2P, Institut Jean Lamoure — Industriels : HACER, United Process Controls, SNR NTN, Métallo Corner Conseils Contact : [email protected] http://www.metallocorner.fr

1. Fatigue de contact et élévation de la température des surfaces antagonistes -

À retenir

— Lorsque les pressions de contact dépassent 2,5 GPa, l’échauffement au niveau des antagonistes est supérieur à la température du revenu de détente réalisé après carbonitruration. — Cette élévation de température localisée au niveau de la surface de contact entraîne une chute de dureté de plus de 100 HV1 à 100 mm de la surface pour une pièce carbonitrurée (Std) ou cémentée revenu à 180  C. — Les carbonitrurations surenrichies en azote ont pour objectif de réduire cet adoucissement en service.

Comme le montre l’équipe de Keiji Yokose [1], l’augmentation de la pression de contact dans le cas de fatigue de roulement entraîne une augmentation locale de la température du système tribologique (figure 1). Celle-ci peut atteindre 250 à 300  C dans le cas d’une contrainte appliquée de 3,5 à 4 GPa avec 40 % de glissement dans un système bi-disques dont les éprouvettes sont cémentées et revenues à 150  C. Cette élévation de température en service va occasionner une évolution de structure métallurgique qui a été « stabilisée » jusqu’à 180  C grâce au revenu réalisé après la trempe. Cette évolution se matérialisera par une baisse de dureté significative (environ 100 à 150 HV) et par une réduction de la profondeur de durcissement de 500 mm (figure 2). Ces évolutions, directement liées à la pression de contact exercée, auront un impact important sur la durée de vie en fatigue des produits.

2. Évolution de l’adoucissement au revenu sur un acier non allié carbonitruré

L’objectif de la carbonitruration surenrichie à l’azote est de limiter l’adoucissement à l’élévation de température du système mécanique. Pour comprendre les mécanismes mis en jeu face à ce retard à l’adoucissement, cet article s’intéresse aux comportements de différents aciers de construction contenant des teneurs en chrome variables (C10, 27CrMo4, 18NiCr6-6, 40CrAlMo6-12, 30CrNiMo8…) suite à un échauffement thermique voisin de 250  C.

Afin de limiter les interactions de l’azote absorbé avec les éléments d’addition, il est préférable de se concentrer sur un acier non allié (C10) et d’étudier l’évolution du profil de dureté après 900 Carbo STD Revenu 180 ºC

Dureté (HV1)

Température du contact (ºC)

350 300 250

850

750 daN Zone usée

800

750 daN Zone saine 1 100 daN Zone saine

750 700 650 600

200

550

150

500 100

0

0,5

1

1,5

Profondeur (mm) 50 0 1,5

2,0

2,5

3,0

3,5

4,0

Zone usée : zone de frottement/zone saine : secteurs adjacents. 750 daN équivaut à une contrainte de 2,3 GPa ; 1 100 daN, à une contrainte de 3,5 GPa.

4,5

Figure 2 – Évolution de la dureté d’un acier de construction cémenté revenu à 150  C après l’application de contacts de 2,3 GPa et 3,5 GPa avec 20 % de glissement au niveau d’un contact bi-disque lubrifié [2]

Contrainte de contact (GPa) Figure 1 – Évolution de la température de contact en fonction de la contrainte appliquée [1]

RE 287 - 2

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3-2021

Traitements thermiques superficiels et thermochimiques (Réf. Internet 42501)

1– Traitements supericiels

Ｓ

2– Traitements thermochimiques 3– Traitements de surface mécaniques

Réf. Internet

Traitements de surface mécaniques. Principes

M1190

97

Traitements de surface mécaniques. Efets sur les matériaux

M1191

101



page

Sur www.techniques-ingenieur.fr • Saisissez la référence Internet pour accéder directement aux contenus en ligne • Retrouvez la liste complète des ressources documentaires ＹＵ

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Traitements de surface mécaniques Principes par

Jian LU Professeur de la chaire de Génie mécanique Department of Mechanical Engineering The Hong Kong Polytechnic University

1. 1.1 1.2 1.3

Contraintes résiduelles .......................................................................... Définition ...................................................................................................... Origines ........................................................................................................ Méthodes de détermination .......................................................................

2. 2.1 2.2

2.3 2.4 2.5 2.6

Principe de traitements de surface mécaniques............................. Grenaillage de précontrainte ...................................................................... Galetage, brunissage, mandrinage ............................................................ 2.2.1 Galetage .............................................................................................. 2.2.2 Brunissage........................................................................................... 2.2.3 Mandrinage ......................................................................................... 2.2.4 Conclusion........................................................................................... Martelage ..................................................................................................... Choc laser..................................................................................................... Génération de nanostructures de surface ................................................. Traitement combiné avec les traitements thermochimiques...................

— — — — — — — — — — —

6 6 10 10 11 11 11 11 12 14 14

3.

Comparaison des différentes techniques..........................................

—

15

Pour en savoir plus ...........................................................................................

M 1 190v2 – 2 — 2 — 3 — 4

Doc. M 1 190

’après les analyses statistiques sur les causes de la défaillance des composants mécaniques, on constate que, dans la grande majorité des cas, la défaillance est due à la rupture de la pièce avec un amorçage en surface. La qualité de la couche superficielle est donc un facteur essentiel pour l’intégrité mécanique des structures mécaniques. En effet, les zones superficielles sont souvent les plus sollicitées à causes des concentrations de contraintes imposées par la géométrie d’une pièce mécanique qui possède des trous, des entailles et autres discontinuités géométriques. En plus, à l’exception des sollicitations mécaniques par contact, les contraintes d’origines mécaniques et thermomécaniques sont très souvent maximales en surface, on peut citer la flexion et la torsion, et le choc thermique. Même pour une sollicitation en traction, les rugosités en surface génèrent une concentration de contraintes locales qui fait augmenter le niveau de contraintes mécaniques. La surface d’une pièce mécanique est aussi une zone de contact avec l’environnement hostile comme l’air, pour des problèmes d’oxydation, et le milieu corrosif. Elle est également la partie d’une pièce où se produisent les phénomènes de fretting, d’usure et de frottement, de grippage et de matage. Combinant tous les facteurs défavorables, la surface d’une pièce mécanique est une zone particulièrement vulnérable qui intéresse les mécaniciens pour la conception mécanique et les spécialistes de matériaux pour améliorer les performances mécaniques et globales. Pour améliorer les propriétés de surface, il existe un nombre important de procédés de fabrication comme les traitements thermiques et thermochimiques, les dépôts en phase vapeur (PVD et CVD), les projections thermiques, les traitements de surface mécaniques. Dans ce dossier, nous allons traiter essentiellement la dernière catégorie de traitements.

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TRAITEMENTS DE SURFACE MÉCANIQUES __________________________________________________________________________________________________

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Les traitements de surface mécaniques sont des procédés qui permettent d’améliorer les performances des matériaux par une action combinée de durcissement superficiel, de modification structurale et d’introduction de contraintes résiduelles de compression grâce à une déformation plastique hétérogène à la surface des composants mécaniques. Les traitements les plus utilisés sont le grenaillage de précontrainte, le galetage, le martelage, le choc laser, la génération de nanostructures par des déformations plastiques aléatoires introduites à la surface des matériaux. Le principe de base est la mise en application d’une pression à la surface d’un matériau pour provoquer une déformation plastique soit par un outil de forme comme pour le grenaillage ou le galetage, soit par une onde de choc comme pour le traitement par choc laser. Cette déformation plastique n’est pas homogène sur la profondeur de la pièce à partir de la surface traitée. Ce type de traitements génère des contraintes résiduelles de compression qui sont souvent favorables pour la résistance à la fatigue et à la corrosion. Suite à des déformations plastiques, le matériau peut se durcir grâce à un écrouissage superficiel et/ou peut réduire la taille de grain ou générer une transformation de phase. Ces changements structuraux sont aussi favorables dans une majorité de cas vis-à-vis des sollicitations mécaniques comme la fatigue, l’usure et le frottement. Si la dureté et la taille des grains sont des paramètres bien connus des mécaniciens et des métallurgistes et communs par rapport aux autres traitements de surface, l’introduction des contraintes résiduelles de compression constitue une particularité. L’autre caractéristique particulière de ces traitements de surface mécaniques est l’état de surface des pièces traitées. En effet, après le traitement, l’état de surface et la géométrie locale des pièces sont souvent modifiés par rapport à l’état initial. Dans le cas du grenaillage et du martelage, une détérioration de l’état de surface est fréquemment observée. En revanche, les traitements par galetage et par choc laser peuvent engendrer une amélioration ou une conservation de l’état de surface si les conditions optimales de traitement sont appliquées. Les différents paramètres pouvant être modifiés seront évoqués ainsi que leurs conséquences sur les propriétés d’emploi. Ce dossier a pour objectif de présenter les principes de base des différents traitements de surface mécaniques. Le dossier suivant [M 1 191] présente les paramètres importants qui vont jouer sur les résultats de ces traitements. Les détails technologiques comme la configuration des machines, les conditions de traitement et leurs effets sur les performances des matériaux seront présentés dans les dossiers suivants de cette série sur les traitements de surface mécaniques. Les références bibliographiques sont regroupées dans le Pour en savoir plus [Doc. M 1 190].

1. Contraintes résiduelles

1.1 Définition On définit généralement les contraintes résiduelles comme étant les contraintes qui subsistent dans les pièces mécaniques qui ne sont soumises à aucun effort extérieur. Ces contraintes sont en équilibre sur l’ensemble du volume que constitue un composant ou une structure mécanique.

Tout procédé de fabrication introduit dans une pièce mécanique des contraintes résiduelles qui vont influencer son comportement en fatigue, en rupture et même en corrosion. Il existe peu de modes de mise en œuvre de matériaux qui n’engendrent pas un nouvel état de contraintes. Les traitements mécaniques font partie d’une gamme de procédés dont le rôle est d’introduire des contraintes résiduelles de compression. Grâce à ce champ de contraintes résiduelles favorables pour décharger les couches superficielles d’une pièce mécanique, les performances sont nettement améliorées. Cette action peut être assimilée à un béton précontraint. C’est pour cette raison que les traitements de surface mécaniques sont souvent considérés comme un traitement de précontrainte.

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Des contraintes résiduelles existent dans pratiquement tous les matériaux solides, métalliques ou non (bois, polymère, verre, céramique, etc.). Elles traduisent l’histoire métallurgique et mécanique de chaque point et de l’ensemble de la pièce au cours de son élaboration. On peut dire que presque tout procédé de fabrication amène un nouvel état de contraintes résiduelles y compris un traitement de détensionnement thermique. Cela est encore plus vrai pour l’ensemble des traitements de surface mécaniques.

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TRAITEMENTS DE SURFACE MÉCANIQUES

Le tableau 1 indique les différentes origines des contraintes résiduelles pour les opérations de mise en œuvre couramment utilisées dans l’industrie. Pour réaliser une pièce industrielle, nous pouvons utiliser une ou plusieurs techniques regroupées dans ce tableau. Pour étudier le rôle des contraintes résiduelles existant dans les composants, il faut d’abord identifier les sources de contraintes.

Ces contraintes existent à différents niveaux. On en distingue en général trois qui dépendent de l’échelle à laquelle on les observe [1] : — contraintes de 3e ordre, à l’échelle du cristal. On atteint à ce niveau, la limite de la notion de contraintes. Ce sont les actions créées par tous les types de défauts cristallins dans les grains : lacunes, interstitiels, atomes en substitution, dislocations, défauts d’empilement, macles ; — contraintes de 2e ordre dues à l’hétérogénéité et à l’anisotropie de chaque cristal ou grain dans un matériau polycristallin. Lors d’une sollicitation mécanique (traction uniforme d’une éprouvette lisse par exemple), certains grains orientés favorablement atteindront avant d’autres la limite d’écoulement, ce qui provoquera une hétérogénéité du comportement lorsque la charge sera supprimée. Les retours élastiques se feront donc différemment et plus ou moins librement suivant les grains, ce qui conduira ceux-ci dans des états de contraintes résiduelles du 2e ordre non nulles. Cependant, la moyenne de ces contraintes, c’est-à-dire la résultante générale suivant l’axe de traction, sera nulle à la fin de l’essai (contrainte résiduelle du 1er ordre). Ce type de contraintes pourrait être mesuré par diffraction des rayons X ; — contraintes résiduelles de 1er ordre, ou macroscopiques, qui se situent à l’échelle d’un grand nombre de grains ou de la pièce mécanique. Elles sont accessibles à la mesure, par exemple à l’aide de jauges qui détectent les déformations qu’elles produisent et par rayons X.

On ne peut obtenir des contraintes résiduelles que par une déformation plastique hétérogène. Par exemple, dans le cas d’un essai de traction simple sur une éprouvette lisse, on ne produit qu’une déformation plastique homogène du matériau. Les propriétés de fatigue du matériau σD se trouvent légèrement augmentées, mais sans existence de contraintes résiduelles macroscopiques. En revanche, pour des éprouvettes de traction avec des trous ou des entailles, le phénomène est différent. En raison de la concentration des contraintes, la plastification se produit localement à fond d’entaille, la pièce conservant globalement un comportement élastique. Lors de la déformation plastique, le métal se déforme de manière très importante aux alentours de l’entaille ; lors du retour élastique, le matériau est gêné pour retrouver sa position initiale aux endroits qui ont été très plastifiés. On comprend alors que la zone plastifiée se retrouve en compression. Le même phénomène se produit sur une éprouvette percée d’un trou dont les abords ont été plastifiés par une traction préalable.

Ces trois types de contraintes résiduelles interviennent les unes sur les autres. Ce sont bien sûr les contraintes du premier ordre ou macrocontraintes qui intéressent le mécanicien ou les bureaux d’études. Mais les contraintes résiduelles de 2e ordre sont également très importantes, car elles sont l’indicateur de l’état d’écrouissage et d’endommagement du matériau [2].

En sollicitations de flexion ou de torsion, où le gradient de contraintes existe sans entaille, il est ainsi possible d’introduire des contraintes résiduelles de compression en surface ; c’est ce qui est effectivement réalisé sur des ressorts à lames en flexion et sur des barres de torsion et des ressorts hélicoïdaux en torsion. Il faut toutefois insister sur la spécificité d’un tel traitement dont le rendement ne pourra être optimal que si la sollicitation de déformation plastique et la sollicitation de service sont de même type et de même sens. On conçoit en effet fort bien qu’il sera inutile et même dangereux de préconformer une barre de torsion si elle doit ensuite travailler en sollicitations alternées.

1.2 Origines Les origines des contraintes résiduelles sont très diverses. Elles peuvent être séparées en trois catégories : mécanique, thermique et métallurgique (figure 1). On assiste souvent à une combinaison de ces différentes causes pour la genèse des contraintes résiduelles.

Comme on peut le constater dans le tableau 1, les origines des contraintes résiduelles générées par les traitements de surface mécaniques sont principalement mécaniques. La figure 2 donne schématiquement les trois mécanismes classiques que l’on peut rencontrer pour l’ensemble des traitements de surface mécaniques : une déformation plastique due à une pression hertzienne avec une pression maximale qui se trouve en sous-couche (figure 2a) et une déformation plastique hétérogène avec un maximum en surface dû à un effet de l’élongation des couches superficielles (figure 2b). Le premier mécanisme existe pour le grenaillage de précontrainte, le galetage, le martelage et la génération de nanostructures par des déformations plastiques aléatoires (Surface Mechanical Attrition Treatment (SMAT)). Le second mécanisme est valable pour l’ensemble des traitements de surface mécaniques. Sous certaines conditions et pour certains matériaux comme un acier inoxydable austénitique, les déformations plastiques peuvent engendrer une transformation de phase comme la transformation martensitique. La figure 2c donne schématiquement les contraintes résiduelles d’origine structurale induites par une transformation martensitique.

En général, les contraintes résiduelles macroscopiques peuvent être dues : — à un écoulement plastique non homogène sous l’action de forces extérieures (grenaillage, autofrettage, galetage, martelage, choc laser) ; — à une déformation plastique non homogène au cours d’un chauffage ou d’un refroidissement non uniforme (trempe banale, moulage des matières plastiques) ; — aux déformations structurales de transformation de la matière (traitement thermique) ; — aux hétérogénéités d’ordre chimique ou cristallographique (nitruration, cémentation) ; — à des traitements superficiels divers (émaillage, nickelage, chromage, PVD, CVD) ; — aux différences de coefficients de dilation et aux incompatibilités mécaniques des différents composants des composites (composites à matrice métallique et organique, revêtements céramiques). Nota : PVD Physical Vapor Deposition CVD Chemical Vapor Deposition

En faisant un traitement générant des nanostructures en surface, certaines propriétés mécaniques comme la limite d’élasticité de la couche superficielle sont considérablement augmentées. Cela est dû à une réduction de taille des grains jusqu’à un niveau nanométrique conformément à la fameuse loi Hall-Petch qui donne une relation directe entre la taille du grain et ses propriétés mécaniques classiques comme la limite d’élasticité. Ce type de traitement permet donc d’introduire des contraintes résiduelles beaucoup plus importantes qu’un traitement classique.

Mécanique

Thermique

Métallurgique

Figure 1 – Origine des contraintes résiduelles

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TRAITEMENTS DE SURFACE MÉCANIQUES __________________________________________________________________________________________________

(0)

Tableau 1 – Différentes origines des contraintes résiduelles pour les opérations de mise en œuvre couramment utilisées dans l’industrie PROCÉDÉS

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MÉCANIQUE

THERMIQUE

STRUCTURAL

Fonderie moulage

Non

Gradient de température pendant le refroidissement

Changement de phase

Grenaillage, martelage, galetage, choc laser, pliage, roulage, repoussage, forgeage, redressage, filage

Déformation plastique hétérogène entre le cœur et la surface de la pièce

Non

Oui dans certain cas, une opération peut réduire la taille de grain ou générer une transformation de phase (par exemple, une transformation martensitique pour des aciers inoxydables)

Rectification, tournage, fraisage, perçage, alésage

Déformation plastique due à l’enlèvement de copeaux

Gradient de température du à Transformation de phase pendant l’usinage l’échauffement pendant l’usinage si la température est suffisamment élevée

Trempe sans transformation de phase

Non

Gradient de température

Non

Trempe superficielle avec transformation de phase (induction, faisceau d’électrons, laser, plasma, méthodes classiques)

Non

Gradient de température

Changement de volume dû à la transformation de phase

Cémentation nitruration

Non

Incompatibilité thermique

Nouveau composant chimique avec changement de volume

Soudage

Bridage

Gradient thermique

Modification microstructurale (ZAT)

Brasage

Incompatibilité mécanique

Incompatibilité thermique

Nouvelle phase à l’interface

Dépôt électrolytique

Incompatibilité mécanique

Incompatibilité thermique

Composition de dépôt selon les bains

Projection à chaud (plasma, laser, jet Kote)

Incompatibilité mécanique, microfissuration

Incompatibilité thermique, gradient Changement de phase de dépôt de température

PVD, CVD

Incompatibilité mécanique

Incompatibilité thermique

Changement de phase

Composites

Incompatibilité mécanique

Incompatibilité thermique

Non

1.3 Méthodes de détermination

local ou global. Cela est la base des méthodes dites de « relaxation ». Notons que ce terme est souvent impropre dans la mesure où l’on peut constater, au contraire, des augmentations locales de contraintes lors de certains enlèvements de matière. L’efficacité de ces méthodes dépendra du choix judicieux de la technique pratiquée en fonction de la forme de la pièce et des contraintes résiduelles escomptées. Citons parmi ces méthodes : — les techniques de découpages qui sont basées sur la mesure de déformations pendant le découpage global d’une pièce [3] ; — la méthode de Sachs qui est basée sur la mesure de déformations pendant des enlèvements successifs de couches sur des pièces cylindriques ou sur des tubes [4] ; — la méthode de la flèche qui est basée sur la mesure de la flèche d’une plaque longitudinale fine pendant des enlèvements successifs de couches par voie chimique ou électrolytique [3] [5] ; — la méthode de trépanage qui est basée sur la mesure des déformations pendant la réalisation d’un trépan [3] ; — la méthode du trou incrémental qui est basée sur la mesure des déformations autour d’un trou pendant un perçage pas à pas du trou [3] [6] [7] [8] ; — la méthode dite de « compliance » qui est basée sur la mesure de la déformée d’une rainure dans une structure pendant un usinage localisé [9] ; — la méthode de contour qui est basée sur la mesure de la morphologie de surface (contour superficiel) d’une pièce pendant un usinage [10].

Avec l’état de surface des pièces traitées, le niveau des contraintes résiduelles est un paramètre crucial et commun de tous les traitements de surface mécaniques. Pour cette raison, nous présentons rapidement les différentes techniques de détermination de contraintes résiduelles. Diverses méthodes de mesure soit qualitatives, soit quantitatives ont été développées depuis de nombreuses années [2]. On peut en général les distinguer en les classant en deux catégories : — méthode destructive ; — méthode non destructive. ■ La première série de techniques destructives consiste à détruire un champ de contraintes résiduelles qui est en équilibre en l’absence de force extérieure pour avoir un accès à ces contraintes. Car une contrainte est une notion mathématique et mécanique qui ne se manifeste que par ses effets (rupture, déformations). Sa détermination se fera de même en étudiant l’un de ses effets, en général la déformation. Or ce terme de déformation suppose une évolution entre un état de référence et un état final. Lors des mesures de contraintes de service, l’état initial est l’état non sollicité. Cela n’est plus le cas lorsque l’on veut analyser un axe galeté ou un ressort grenaillé qui sont tous les deux sièges de contraintes résiduelles. Il faut donc en général intervenir pour créer une évolution vers un état différent, mais devant dépendre des contraintes résiduelles de la pièce. Il n’est pas possible par exemple de superposer un champ de contraintes connues si la somme contrainte résiduelle + contraintes appliquées laisse le corps dans le domaine élastique, car on ne mesure que l’effet appliqué. L’intervention se fait en pratiquant des usinages de façon à provoquer une réorganisation des contraintes dans la pièce pour conserver l’équilibre

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Dans la famille des méthodes destructives, la méthode de Sachs est bien adaptée pour les tubes cylindriques, la méthode de la flèche pour les pièces planes et minces. Les autres méthodes comme la méthode de découpage nécessitent souvent une destruction définitive de la pièce à examiner. De plus, les valeurs des contraintes résiduelles obtenues ne sont que des valeurs moyennes sur les

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Traitements de surface mécaniques Effets sur les matériaux par

Jian LU Professeur de la chaire de Génie mécanique Department of Mechanical Engineering The Hong Kong Polytechnic University

1. 1.1 1.2

Modification de l’état de surface. Contraintes résiduelles.......... Modification de l’état de surface ................................................................ Contraintes résiduelles................................................................................

2. 2.1 2.2 2.3 2.4 2.5

Effet sur les propriétés mécaniques ................................................... Généralité ..................................................................................................... Influence sur la tenue à la fatigue (phase d’amorçage) ........................... Corrosion...................................................................................................... Usure et frottement ..................................................................................... Prise en compte des contraintes résiduelles dans un calcul prévisionnel de durée de vie ............................................................................................ 2.5.1 Introduction......................................................................................... 2.5.2 Calcul de l’effet des contraintes résiduelles sur la tenue en fatigue 2.5.3 Étude de la relaxation des contraintes résiduelles en fatigue d’un acier 45SiCrMo6 .......................................................

— — — — —

2 2 2 2 4

— — —

4 4 4

—

10

Conclusion .................................................................................................

—

15

3.

Pour en savoir plus ...........................................................................................

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Doc. M 1 191

omme on l’a déjà vu dans le dossier [M 1 190], les traitements de surface mécaniques modifient essentiellement trois paramètres d’une pièce mécanique : — l’état de surface par le biais de l’écrasement du matériau ; — les contraintes résiduelles par le biais d’une déformation plastique hétérogène entre la surface et la sous-couche du matériau ; — l’état microstructural par un écrouissage ou par une transformation de phase du matériau traité. Ces modifications vont donc influencer un ensemble de propriétés de matériaux associés à ces paramètres, on peut citer la fatigue, l’amorçage et la propagation de fissure, la résistance à l’usure, et la résistance à la corrosion et à la corrosion sous contrainte, etc. Dans les dossiers suivants, nous traiterons cas par cas le rôle bénéfique ou néfaste d’un traitement vis-à-vis d’une sollicitation donnée. Dans ce dossier, nous synthétisons uniquement les différences ou les points communs entre les différents traitements.

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TRAITEMENTS DE SURFACE MÉCANIQUES __________________________________________________________________________________________________

1. Modification de l’état de surface. Contraintes résiduelles

y σS

σR

σR + σS M

1.1 Modification de l’état de surface

Ｓ

M x

Après les traitements de surface mécanique, l’état de surface varie en fonction de l’état initial. Si on considère que l’état initial est un usinage fin normal et qu’un traitement de surface est correctement réalisé, le galetage, le brunissage et le mandrinage permettent d’améliorer l’état de surface. Le choc laser va conserver, dans la plupart des cas, l’état de surface initial. Le grenaillage de précontrainte ou le martelage va détériorer l’état de surface. En revanche, si l’état initial est un joint soudé, le galetage, le grenaillage et le martelage vont changer la morphologie locale de la soudure pour améliorer les propriétés associées. Le choc laser ne modifie pas sensiblement la géométrie du joint soudé.

M

moment

Figure 1 – Superposition des contraintes résiduelles et des contraintes en service

Corrosion sous tension

1.2 Contraintes résiduelles

Fatigue Rupture

Pour tous les traitements de surface normalement réalisés, on introduit des contraintes résiduelles de compression. La distribution des contraintes dépend des conditions de réalisation du traitement et de l’état initial des contraintes résiduelles. Nous discuterons, d’une façon approfondie, du rôle des différents paramètres de traitement sur le niveau des contraintes résiduelles dans les dossiers suivants.

Frottement

Contraintes résiduelles Résistance à la traction

Stabilité dimensionnelle Adhérence interfaciale du dépôt

2. Effet sur les propriétés mécaniques

Figure 2 – Effets des contraintes résiduelles sur les performances des matériaux

2.1 Généralité Lorsqu’une pièce est soumise à un champ de contraintes résiduelles élastiques caractérisé par un tenseur auquel est superposé un champ de contraintes de service défini par le tenseur σS , la contrainte réelle à laquelle sera soumise la pièce sera caractérisée par le tenseur σR + σS (figure 1). Si les contraintes résiduelles s’ajoutent aux contraintes de service (contraintes résiduelles de traction par exemple), la pièce se trouve localement surchargée du fait des contraintes résiduelles. Si au contraire par une opération de traitement de surface mécanique (grenaillage, galetage, par exemple), on introduit des contraintes résiduelles de compression, la pièce se trouve déchargée localement et la performance mécanique des matériaux sera alors augmentée.

Le traitement de surface mécanique introduit, dans la couche durcie, des contraintes résiduelles de compression très élevées. Le tableau 1 montre l’effet des contraintes résiduelles sur la tenue en fatigue de joints soudés en acier HLE (haute limite d’élasticité) (E690) [2]. Nous exposons trois cas : brut de soudage (contraintes résiduelles de traction), détensionné (contraintes résiduelles nulles) et grenaillé (contraintes résiduelles de compression). Une nette augmentation de la résistance en fatigue a été observée pour le cas (0) du grenaillage.

2.3 Corrosion

La figure 2 montre les propriétés des matériaux qui sont influencées par les contraintes résiduelles. Comme les traitements de surface mécaniques modifient l’état de contraintes résiduelles initialement existantes dans un matériau ou dans une structure, ils modifient donc l’ensemble des propriétés listées.

Les traitements de surface mécaniques peuvent avoir un rôle sur deux aspects de la corrosion du matériau, quand un matériau est sensible au phénomène de la corrosion sous contrainte. La corrosion sous tension est un phénomène mécanico-chimique de fissuration pouvant entraîner la rupture sous l’effet combiné de contraintes de tension et d’un environnement corrosif. La fissuration est généralement transcristalline et peut apparaître sur tous les types de matériaux tel que les alliages d’aluminium, les aciers, le cuivre, le titane, le magnésium, etc. Les contraintes résiduelles de compression induites par ces procédés de modification de surface peuvent jouer un rôle positif en repoussant l’apparition de ce phénomène vers une contrainte appliquée plus élevée nécessaire. Les essais réalisés par le CETIM sur un acier inoxydable X6CrNi18-9 montrent qu’un grenaillage de précontrainte donne à cet acier une durée de vie bien supérieure pour les mêmes conditions de corrosion sous contraintes [3] [4]. La figure 3 montre un exemple de

2.2 Influence sur la tenue à la fatigue (phase d’amorçage) Les contraintes résiduelles jouent un rôle primordial sur la tenue en fatigue des matériaux. Elles peuvent être considérées comme une contrainte moyenne ou statique superposée à la contrainte cyclique. Cet effet de la contrainte moyenne se traduit par une diminution de la tenue à la fatigue lorsque la contrainte moyenne σm augmente, ce qui se traduit dans les diagrammes de Haigh et de Goodman.

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+ 23

Traitement thermique de détente.

207

– 37

+ 18

Grenaillage de précontrainte.

392

600

400

: résistance à la fatigue pour 2 ×

Pied du cordon

200

– 519

106

0

cycles.

Billes BA 300, F15-20A Taux de recouvrement : 300 % Dureté : 50 à 55 HRC Rupture

Figure 4 – Exemple d’amélioration de la résistance à la corrosion sous tension d’un acier AISI 4340 (35NiCrMo6) grenaillé [41] selon W.P. Koster et al. 500 h

6

250 h Desnité de courant (µA/cm2)

Longueur de fissure L (mm)

σRX, σRI : contraintes résiduelles dans les directions transversales X et longitudinales I.

Rectification dure + grenaillage

6

– 40

Rectification douce + grenaillage

2 × 10

207

Polissage + grenaillage

σ

Brut de soudage.

Polissage électrolytique + grenaillage

Multipasse

État

800

Rectification douce

Multipasse

y 2 × 10 6 y RX y RI Site (MPa) (MPa) (MPa) d’amorçage

1000

Rectification dure

Type d’éprouvettes

Durée de test (h)

Tableau 1 – Effet des contraintes résiduelles sur la tenue en fatigue de joints soudés en E690. Résultats des essais de fatigue (R = 0,1) [2]

TRAITEMENTS DE SURFACE MÉCANIQUES

4

A

B

Polissage

C ER1 ER2 AC 2 bar 4 bar

α

β

500 h

0

500 h

500 h

500 h

2

400 Avec revêtement

300

Non traité

200 Sans revêtement

100

γ 0 0,22V

Grenaillage

0,38V 0,51V

-100 A : polissage manuel sur papier de grade 80 B : polissage manuel sur papier de grade 280 C : polissage manuel sur papier de grade 1000 ER1-2 : grenaillage avec billes de céramique électrofondues réfractaires AC : grenaillage avec billes d'acier coulé α : grenaillage avec billes de verre de diamètre 150- 250 µm β : grenaillage avec billes de verre de diamètre 250- 420 µm γ : grenaillage avec billes de verre de diamètre 420- 690 µm

- 0,6

- 0,4

- 0,2

0

0,2

2

4 GW/cm , sans revêtement 25 GW/cm2, 3 impacts avec revêtement

0,4 0,6 E (V/ECS)

Figure 5 – Courbes de polarisations anodiques de l’acier 316L traité par choc laser, d’après [4]

Figure 3 – Exemple d’amélioration de la résistance à la corrosion sous tension d’un acier inoxydable 316L grenaillé (d’après [3])

Cependant, les traitements de surface mécaniques sont tous basés sur la modification de surface par déformations plastiques. Ces déformations peuvent induire des transformations de phase, comme les transformations martensitiques, qui peuvent détériorer les propriétés de résistance à la corrosion. Dans la référence [5], l’inefficacité d’un traitement de grenaillage pour améliorer un alliage à base nickel (Alliage 600 ou Inconel) a été également démontré, par les mesures réelles dans une centrale nucléaire en opération.

l’amélioration de la résistance à la corrosion sous tension d’un acier inoxydable 316L, par un traitement de grenaillage de précontrainte. La figure 4 donne un autre exemple d’amélioration de la résistance de la corrosion sous tension d’un acier AISI 4340 (35NiCrMo6), par le grenaillage de précontrainte. La figure 5 montre que le traitement par le choc laser sur un acier 316L n’induit pas de transformation de phase martensitique et améliore la résistance à la corrosion localisée par piqûre en milieu chloruré [4].

Il faut donc prendre en compte ces phénomènes quand un traitement de surface mécanique est appliqué.

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3500

Dureté (GPa)

Pression de contact Hertz (MPa)

TRAITEMENTS DE SURFACE MÉCANIQUES __________________________________________________________________________________________________

3000

5 4 3

2500 2 0

2000 105

106

107 108 Nombre de tours du galet

50

150

100

200 250 300 Profondeur (µm)

Prétraitement SMAT Sans prétraitement

Post-traitement de grenaillage de précontrainte Figure 7 – Comparaison de profils de duretés d’un acier 304 nitruré avec et sans prétraitement SMAT [1]

Figure 6 – Amélioration de la durée de vie en fatigue de contact d’un acier cémenté par un post-traitement de grenaillage de précontrainte [6]

Volume usé (mm3)

Ｓ

6

2.4 Usure et frottement Les traitements de surface mécaniques introduisent des contraintes résiduelles de compression qui s’accompagnent d’un durcissement de surface. Cela est souvent favorable à une amélioration de la résistance à l’usure et aux frottements. Quand un post-traitement de grenaillage est appliqué sur les aciers cémentés, la résistance à la fatigue de contact est nettement améliorée [6]. La figure 6 donne un exemple d’amélioration de la résistance de fatigue de contact à l’aide d’un post-traitement de grenaillage de précontraintes. Ce traitement a pour objectif d’enlever la couche de décarburation induite par la cémentation et d’introduire des contraintes résiduelles de compression sur la surface des matériaux cémentés qui peuvent avoir un état de contraintes résiduelles initiales moins favorable (traction ou faible compression). Certains traitements de surface mécaniques, comme le grenaillage et le martelage, peuvent générer une augmentation de la rugosité qui est souvent défavorable pour une résistance à l’usure. Mais dans le cas de frottement sous lubrification, ces rugosités microscopiques peuvent avoir un effet positif en constituant des réservoirs de lubrifiant. Comme l’usure et le frottement constituent des processus complexes de dégradation de matériaux, la justification et la validation d’un traitement de surface mécanique est plus difficilement prévisible que dans le cas de la fatigue. Un test de vérification est nécessaire pour chaque couple de matériaux et de configuration de sollicitations. La génération de nanostructure par le procédé SMAT permet de former des couches nitrurées beaucoup plus dures (figure 7) et plus résistantes à l’usure (figure 8) dans le cas d’un acier inoxydable nitruré [1]. C’est donc, pour le futur, une voie intéressante, pour améliorer la résistance à l’usure d’un matériau métallique.

0,08 0,06 0,04 0,02 0 5

10

15

20 Charge appliquée (N)

Acier non traité Acier nitruré Acier nitruré avec prétraitement SMAT Figure 8 – Comparaison de la résistance à l’usure d’un acier 304 non traité et nitruré avec et sans prétraitement SMAT [1]

tivement la durée de vie en fatigue en prenant en compte les contraintes résiduelles, il est encore prématuré de vouloir étendre la prévision à d’autres types de sollicitation qui sont beaucoup plus complexes et qui font intervenir des phénomènes physico-chimiques. Les statistiques montrent que les ruptures d’origine purement mécanique sont majoritairement dues à la fatigue. C’est donc pour les raisons indiquées précédemment que nous traitons uniquement la prévision de durée de vie en fatigue. En limitant notre démarche de prévision de durée de vie au stade d’amorçage en fatigue, nous analysons le problème de prévision de durée de vie des composants mécaniques sollicités à grands nombres de cycles.

2.5.2 Calcul de l’effet des contraintes résiduelles sur la tenue en fatigue

2.5 Prise en compte des contraintes résiduelles dans un calcul prévisionnel de durée de vie

2.5.2.1 Présentation du calcul À partir des résultats expérimentaux cités précédemment, on peut donc être conduit à penser qu’une relation linéaire du type Goodman peut être appliquée à la prise en compte des contraintes résiduelles : σD - ( σ + σR ) (1) σ a = σ D – --------Rm m

2.5.1 Introduction Nous avons énuméré aux paragraphes 2.2, 2.3 et 2.4 les différents effets des contraintes résiduelles, induites par les traitements de surface mécaniques, sur la tenue en service des structures et des matériaux. Si aujourd’hui on commence à pouvoir estimer quantita-

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0,10

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