influence des post-traitements sur la résistance à l’usure ... · 45secondes par pas angulaire...

Matériaux & Techniques 106, 605 (2018)© EDP Sciences, 2019https://doi.org/10.1051/mattech/2019003

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REGULAR ARTICLE

Influence des post-traitements sur la résistance à l’usuredes dépôts en superalliage Ni-Cr-Al-Mo obtenus par projectionthermiqueRassim Younes1,*, Mohand Amokrane Bradai1, Abdelhamid Sadeddine1, Youcef Mouadji1,et Abderrahim Benabbas2

1 Laboratory of Mechanics, Materials and Energetic, Faculty of Technology, University of Bejaia, 06000 Bejaia, Algeria2 Laboratory Processes for Materials, Energy, Water and Environment, Faculty of Science and Technology, University of Bouira,10000 Bouira, Algeria

* e-mail:

Reçu le 6 juillet 2018 / Accepté le 9 janvier 2019

Résumé. Ce travail porte sur la caractérisation microstructurale, structurale et mécanique des dépôtsmétalliques à base Nickel déposés sous forme de poudres par la technique de projection thermique flamme-poudre sur un substrat typeE335. Pour améliorer les propriétés de ces dépôts, des traitements thermiques sontpréconisés en vue d’homogénéiser ces derniers et permettre d’obtenir de meilleures propriétés mécaniques. Cespost-traitements ont été réalisés à différentes températures 400, 600 et 800 °C avec un temps de maintien d’uneheure et un refroidissement à l’air. La caractérisation structurale et microstructurale de la poudre et des dépôtsest obtenue en utilisant le microscope électronique à balayage (MEB) et la diffractionX (DRX). Des relevés demicro duretés Vickers ont été également réalisés sur la surface de ces dépôts. Les essais tribologiques ont étéréalisés avec une configuration pion-disque à différentes charges avec deux vitesses de glissement en vue dedéterminer le taux d’usure. Les observations microstructurales ont montré que les traitements effectués auxtempératures de 400 et 600 °C ont réduit les porosités en rendant les microstructures plus homogènes et plusdenses par le phénomène de colmatage. Par contre, le traitement à 800 °C a présenté un délaminage au niveau del’interface substrat/dépôt. Les résultats d’usure ont révélé que la vitesse de glissement et la pression de contactappliquée influent sur la variation du taux d’usure et que les dépôts traités à 400 °C présentent une meilleurerésistance à l’usure que ceux traités à 600 et 800 °C.

Mots clés : projection thermique / dépôts / post-traitement / microstructure / usure

Abstract. Effect of heat treatment on tribological behavior of superalloys Ni-Cr-Al-Mo coatingsobtained by thermal spraying. The purpose of this work is to produce metallic coatings, in powder form onnickel-based onto a steel typeE335 by the technique flame spraying. To improve the properties of these coatings,post-treatments are recommended in order to homogenize them and allow obtaining better mechanicalproperties. These coatings were subjected to post-treatments at different temperatures 400, 600, 800 °C andmaintained for 1 hour and cooled in air. The structural and microstructural characterization of the powder andcoatings is obtained using the scanning electron microscope (SEM) and X-ray diffraction (XRD). Measuresmicro hardness was also performed on the surface of the coatings. The tribological tests were carried out with apin-disk configuration under different load, with two sliding velocities in order to determine the wear rate. Themicrostructural results showed that the treatments carried out at temperatures of 400 and 600 °C present ahomogeneous lamellar morphology, denser and more compact and reduced the porosities by the cloggingphenomenon. Otherwise, the post-treatment at 800 °C caused a delamination at the interface substrate /coating. The tribological test results revealed that the sliding velocity and the applied load influenced thevariation of wear rate and the coatings annealed at 400 °C exhibited an excellent wear resistance than that of theas-sprayed and annealed coating at 600 and 800 °C.

Keywords: thermal spray / coatings / post-heat treatment / microstructure / wear

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Tableau 1. Analyse du substrat par la fluorescence desrayonsX.

Table 1. Substrate analysis by X-ray fluorescence.

E335 Fe C Mn Ni

Bal 0,1 0,23 < 0,03

Tableau 2. Composition chimique du métal d’apport ensuper alliage Nickel.

Table 2. Chemical composition of the feedstock Nickelsuperalloy powder.

Éléments (%) Ni Cr Al Fe Mo

Poudre à base Nickel 60–100 10–30 5–10 5–10 1–5Fig. 1. Principe de fonctionnement d’un pistolet flamme-poudre.

Fig. 1. Schema of operating of a flame-powder gun.

Tableau 3. Paramètres de projection.

Table 3. Spray parameters.

Paramètres de projection

Gaz AcétylèneDébit de la poudre (Kg/h) 1,25Pression air (bars) 4,5Pression gaz (bars) 4Pression oxygène (bars) 1,2Hauteur de bille oxygène (mm) 70Hauteur de bille gaz (mm) 60Distance de projection (mm) 70–80Angle de projection 90°

2 R. Younes et al.: Matériaux & Techniques 106, 605 (2018)

1 IntroductionLa projection thermique est une technique qui permet derénover etdeprotéger lesdiversespiècesmécaniques, qui sontexposées aux différentes atmosphères rigides. Elle consiste àinjecter des particules de quelques dizaines de mm dediamètredansune source enthalpiqueafinde les yaccélérer etde les fondre avant qu’elles ne viennent s’agglomérer sur lesubstrat où elles forment un empilement de lamelles [1–3]. Ladiversité des revêtements utilisés pour les pièces uséescontinue de faire l’objet d’une recherche intense sur leurcaractérisation tribologique et électrochimique [4–9]. Lesdépôts à base Ni [10–12] sont des candidats excellents pourdes applications anti-usure et anticorrosion [13–17]. Cepen-dant, l’optimisation des applications demande une meilleurecompréhension des phénomènes intervenant au cours de latechnique de projection thermique, de façon à améliorer lafiabilité et la durabilité des lamelles projetées [18–21]. Laqualité essentielle d’une surface fonctionnelle repose sur unemeilleure tenue à l’usure [22–25].

L’objectif de ce travail est d’optimiser le traitementthermique le plus adéquat sur le comportement micro-structural et tribologique des dépôts à baseNi déposés par latechniquedeprojection thermiqueàflamme-poudre.Pour cefaire, ces dépôts ont été traités àdes températures différentesde 400, 600 et 800 °C, maintenus pendant une heure, puisrefroidis à l’air. Les revêtements issus de la poudre aprèsprojection thermique ont fait l’objet d’une caractérisationmicrostructurale et structurale en utilisant le microscopeélectronique à balayage (MEB) et la diffractionX (DRX).Des mesures de microduretés, sous une charge de 200 g, ontété également réalisées sur la surfacede cesdépôts.Six effortsnormauxde contact (5, 10, 15, 20, 30 et 40N) etdeuxvitessesde glissement 0,5 et 0,1m/s ont été retenus pour cette étudependant une durée de 30minutes moyennant le tribomètrepion-disque en vue de déterminer l’influence de la vitesse surle taux d’usure des différents dépôts réalisés.

2 Les procédures expérimentales

2.1 Matériaux utilisés

Le substrat utilisé, dans cette étude, est un acier denuanceE335 relatif à un acier à bas carbone non allié

d’usage courant. Le substrat présente une géométriecylindrique de diamètre 10mm et de longueur 20mm. Lafraction massique des éléments chimiques présents dans lesubstrat, obtenu à l’aide d’une analyse par fluorescence auxrayonsX, est représentée dans le tableau 1.

Dans notre travail, nous avons déposé une poudre Ni-Cr-Al-Mo à base du Nickel. La distribution statistique de lagranulométrie de cette poudre est en moyenne de 44 à125mm. Cette dernière a été obtenue par fusion et broyage.Ce dépôt a été projeté sur les surfaces des échantillons par lepistolet à flamme-poudre. La composition chimique, dumatériau d’apport, est indiquée dans le tableau 2.

2.2 Le procédé et les paramètres de projection

Les dépôts des supers alliages à base de nickel ont étéréalisés à l’aide d’un pistolet à flamme-poudre oxygène-gaztype «CastoDyn DS8000 » (Fig. 1). Pour les dépôts, laflamme utilisée est une flamme oxyacétylénique (l’acéty-lène utilisé sous une pression de 0,7 bar étant le combustibleet l’oxygène utilisé sous une pression de 4 bars est le gazcomburant). Les paramètres de projection utilisés sontdonnés dans le tableau 3. Les traitements thermiques ont

Fig. 2. Dispositif d’usure pion-disque.

Fig. 2. Schematic representation tribometer pin-on-disc config-uration.

Fig. 3. Micrographie MEB des particules micrométriques de lapoudre d’alliage à base Nickel.

Fig. 3. SEMmicrograph of micrometric particles of Nickel-basedalloy powder.

R. Younes et al.: Matériaux & Techniques 106, 605 (2018) 3

été réalisés dans un four typeC1228 Cress Simple Chambreà 400, 600 et 800 °C avec un temps de maintien d’une heureet un refroidissement à l’air.

2.3 Méthodes de caractérisation microstructurale desdépôts

Les observations microstructurales de la poudre et desdépôts traités thermiquement ont été réalisées au micro-scope électronique à balayage MEB (de marque PhilipstypeFEI Quanta 200). Les spectres de diffraction RX ontété enregistrés à l’aide d’un diffractomètre de typeX‘PERT PRO MRD de chez PANalytical, équipé d’untube RX à anode en cuivre. Un temps d’enregistrement de45 secondes par pas angulaire a été utilisé sur l’intervalles’étalant entre 40 ° et 100 ° (2u). L’identification des phasescristallines présentes est faite par comparaison des raiesobservées avec celles des phases appropriées contenuesdans la base de donnéesPDF2.

2.4 Les essais de micro duretés

Les mesures de micro dureté sont faites en appliquant unecharge de 200 g avec un pénétrateur Vickers sur dessurfaces polies. L’appareillage utilisé est un microduromè-tre Zeiss. L’empreinte est produite sur l’éprouvette par undiamant pyramidal avec la surface de base carrée et angledièdre de 136 °, avec une force et une durée d’actiondéterminée.

2.5 Les essais tribologiques

Les essais tribologiques ont été réalisés à l’air ambiant enutilisant un tribomètre de type pion-disque (Fig. 2).L’échantillon est appuyé contre le disque ayant une duretéde 62HRC. L’échantillon revêtu avec la poudre à basenickel est monté de façon à réaliser un contact surfaciquedont le rayon de surface frottant est de 1,5mm. La rotationdu bras autour de l’axe horizontal permet l’application dela chargeP d’appui sur le pion. L’usure des dépôts estévaluée par la méthode de pesée (balance de précision10�5 g) avant et après chaque essai. Le taux d’usure est

calculé selon l’équation suivante :

Kv ¼ Dm

Nc; ð1Þ

–
Kv : taux d’usure ; – Dm : perte de masse relative ; – Nc : nombre de cycles effectué lors de l’essai.
Les conditions des essais sont :
– milieu ambiant relativement sec (20�23 °C) ; – charges normales comprises entre 5 et 40N ; – vitesses de glissement : 0,5 et 1m/s ; – distance de glissement : 1000 et 2000m ; – durée de l’essai est de 30min.
3 Résultats et discussions

3.1 Analyse structurale et microstructurale de lapoudre

La micrographie présentée sur la figure 3 illustre lamorphologie de la poudre. Cette dernière présente unemicrostructure, de particules micrométriques de taillesdifférentes avec des plans de fracture sur leur surface (cf.Fig. 3), typique de matériaux soumis à un processus defusion, puis par la suite à une réduction de la taille parbroyage.

Le spectre de la DRX de la poudre en superalliageNickel est reporté sur la figure 4. On distingue la présencede plusieurs phases : une solution solide de structurecubique à face centrée CFC (JCPDS no 44-1185) commephase majoritaire et une phase minoritaire solution solidede structure cubique centrée CC (Fe, Cr) (JCPDS no 44-1185) ainsi que la présence d’un composé intermétalliquetypeNi3Al (JCPDS no 50-1294).

Fig. 4. Spectre de diffractionX de la poudre d’alliage base-Ni.

Fig. 4. X-ray diffraction pattern of Ni-based alloy powder.

Fig. 5. Spectre de diffractionX des dépôts d’alliage à base-Ni : a :

Fig. 5. X-ray diffraction patterns of Ni-based alloy coatings: a: A800 °C.


3.2 Analyse structurale et microstructurale des dépôtstraités

Les figures 5 et 6 présentent les analyses structurales etmicrostructurales des dépôts sans traitement et traités à400, 600 et 800 °C issus de la poudre d’alliage à base Ni.

Les spectres de diffractionX des dépôts non traités ettraités thermiquement à 400 °C (Figs. 5a et 5b) ont révélé laprésence de phases communes : la phase principale estidentifiée comme une solution solide de structure cubique àface centrée (Ni, Fe, Cr) avec un paramètre de maille de3.5911 A° (JCPDS no 00-033-0397). On note également laprésence des pics d’une autre phase de structure tétra-gonale qui est une phase intermétallique typeNi3Al avec unparamètre de maille de 3,5610 A° (JCPDS no 00-050-1265)et l’apparition de trace d’oxyde résiduelle sous forme d’unealumine Al2O3 cubique ainsi que des carbures de faibleproportion type (Fe, Cr) C (JCPDS no 00-036-1482). Par

sans traitement ; b : 400 °C ; c : 600 °C ; d : 800 °C.

s-Sprayed; b: treated at 400 °C; c: treated at 600 °C; d: treated at

Fig. 6. Quantification des phases des dépôts d’alliage à base-Ni : a : sans traitement ; b : 400 °C ; c : 600 °C ; d : 800 °C.

Fig. 6.Quantification of phases of Ni-based alloy coatings: a: As-Sprayed; b: treated at 400 °C; c: treated at 600 °C; d: treated at 800 °C.


contre, le traitement effectué à 600 °C induit un netchangement (Fig. 5c) où la solution solide CFC (Ni, Fe, Cr)devient très dominante avec la diminution de la phaseintermétallique Ni3Al. On note aussi l’augmentation dutaux de carbure (Fe,Cr)C. En revanche, le post-traitementeffectué à 800 °C ne semble pas affecter la nature et lesproportions des phases présentes, comme le montre lafigure 5d.

À partir de ces spectres DRX, on peut dire qu’il subsisteun raffinement du grain avec l’augmentation de latempérature. La quantification des phases des dépôts nontraités et traités nous montre que tous ces dépôts sontconstitués essentiellement de la phase principale qui est laphase intermétallique Ni3Al, d’une solution solide destructure cubique à face centrée de type (Ni, Fe, Cr) avecune faible quantité d’alumineAl2O3 (Fig. 6). Pour les dépôtsnon traités, le carbure formé est de type (Fe,Cr)C avec uneproportion de 16%. Par contre pour les dépôts traités à400 °C, on remarque que la solution solide de structurecubique à face centrée (Ni, Fe,Cr) s’est appauvrie enCr en sesubstituant dans le carbure (Fe,Cr)C en formant ainsi unautre carbure de typeCr7C3. En revanche pour les dépôtstraités à 600 et 800 °C, on note les mêmes proportions desphases matricielles notamment Ni3Al et la solution solide de

structure cubique à face centrée (Ni,Fe,Cr) alorsque celle dela phase carbure, elle a diminué de 10%.

À travers les micrographies obtenues au M.E.B, onremarque que la microstructure des dépôts sans traitement(ST) et traités à 800 °Cprésente plus de porosités ( Fig. 7a et7d) que les microstructures des dépôts post-traités à 400 et600 °C. En effet, ces traitements effectués aux températuresde 400 et 600 °C ont réduit les porosités en rendant lesmicrostructures plus homogènes et plus denses par lephénomène de colmatage (cf. Fig. 7b et 7c). Le dépôt traitéà 600 °C possède une microstructure plus dense et pluscompacte par rapport aux autres dépôts. Cette morphologiemet également enévidence laprésencedesnodulesdecouleurblanche, représentatifs des oxydes typea-Al2O3. Par contre,le traitementà800 °Caprovoquéundélaminageauniveaudel’interface substrat/dépôt (Fig. 7e) qui a engendré l’appari-tion de défauts de cohésion inter-lamelle et inter-passe, desvariations de composition chimique et des différences entreles coefficients de dilatation thermique.

3.3 Mesures de micro duretés

Les micros duretés des différents dépôts réalisés sanset avec post-traitements à différentes températures 400,

Fig. 7. Microstructure obtenue au MEB des dépôts base Ni : a : sans traitement ; b : 400 °C ; c : 600 °C ; d : 800 °C ; e : délaminage à800 °C.

Fig. 7. SEM micrographs of Ni-based alloy coatings: a: As-Sprayed; b: treated at 400 °C; c: treated at 600 °C; d: treated at 800 °C.


600 et 800 °C ont été mesurées par indentation Vickers avecune charge de 200 g pendant 20 s. Pour chaque traitement,l’écart-type moyen calculé est basé sur la moyenne de20mesures. Les résultats de dureté Vickers sont présentéssur la figure 8.

Ces essais de dureté ont révélé que le revêtementtraité à 600 °C est pratiquement deux fois plus dur quecelui n’ayant pas subi de post-traitement (environ450± 38,5 contre 311± 23HV0,2). Cette augmentationde dureté pour le post-traitement réalisé à 600 °C peutêtre attribuée à la structure fine formée de lamelles trèscompactes et homogènes et les inclusions d’oxyde

d’aluminium types Al2O3-a, ce qui a contribué égalementà augmenter la résistance à l’usure. En revanche, le post-traitement de 400 et 800 °C ne semble pas affecter lanature du dépôt. En effet, il enregistre une micro duretéde l’ordre de 346± 24,78HV0,2 qui est pratiquement lamême que celle du dépôt non traité.

3.4 Détermination du taux d’usure

La figure 8 illustre la variation du taux d’usure des dépôtssans traitement et traités à 400, 600 et 800 °C.

Fig. 8. Micro duretés Vickers des différents échantillons.

Fig. 8. Vickers microhardness of differents samples.


Les résultats tribologiques ont montré que le dépôt Ni-Cr-Al-Fe réalisé sans post-traitement et traité à 400 °C,sous une vitesse de glissement de 0,5m/s a donné un tauxd’usure d’environ 0,02 (mg/m). On remarque unestabilisation du taux d’usure pour les charges supérieuresà 10N (Fig. 9a). Par contre pour la vitesse de glissement de1m/s, le taux d’usure a une allure atypique. Ceci est dû à laprésence des phases formant la solution solide cubique àface centrée qui est une phase transitoire ainsi quel’alumine métastable cubique qui influent sur le comporte-ment tribologique de ces dépôts. Pour ceux traités à 600 °C,on note que ces derniers se comportent identiquement faceaux sollicitations pour les deux vitesses de glissement0,5m/s et 1m/s. Cela se matérialise par la diminution dutaux d’usure qui est de l’ordre de 0,01 (mg/m). En effet, lepost-traitement réalisé à 600 °C a permis la transformationde l’alumine cubique vers l’alumine de typeAl2O3-a destructure rhomboédrique qui a ainsi contribué à l’amélio-ration des propriétés mécaniques notamment la résistanceà l’usure et la micro dureté. En revanche, le taux d’usurepour le post-traitement de 800 °C augmente de façonconsidérable durant l’essai et cela pour les deux vitesses deglissement. Ceci est dû au phénomène de délaminageobservé tout le long de l’interface substrat/dépôt (cf.Fig. 7e) et qui a contribué à dégrader les propriétés desdépôts et donc aussi ses performances. Typiquement, onconstate l’apparition de défauts de cohésion inter-lamelle etinter-passe, des variations de composition chimique et desdifférences entre les coefficients de dilatation thermiqueengendrant la fragilité du dépôt.

3.4.1 Détermination du coefficient de frottement

La figure 10 illustre la variation du coefficient de frottementdes différents dépôts sans traitement et traités à 400, 600 et800 °C en fonction de la charge appliquée.

On note que l’allure des courbes correspondant à lavariation du coefficient de frottement en fonction de lacharge normale des différents dépôts étudiés est relative-ment identique. Ceci est notamment dû aux aspérités quiengendrent une force résistante tangentielle jouxtant la

force normale. La sollicitation permet d’avoir une liaisonqui tend à garder le rapport constant. La première partie dela courbe de (5 à 10N) correspond à la phase d’accommo-dation. Par la suite, les coefficients de frottementdiminuent progressivement jusqu’à se stabiliser autourd’une valeur de l’ordre de 0,7 à 0,8. En général, pour toutesles conditions d’essais effectuées, les coefficients defrottement des différents dépôts étudiés ont la mêmeallure mais les valeurs diffèrent. Ceci peut s’expliquer parles différentes formations et modifications microstructu-rales au cours de l’essai.

Les coefficients de frottement sous une charge de 20Ndiminuent de 0,85 jusqu’à 0,8 pour les dépôts non traités ettraités à 600 °C respectivement. Pour le dépôt traité à400 °C, on note clairement la diminution de son coefficientde frottement qui est de l’ordre de 0,72. Par contre, celui-cin’a pas diminué pour le post-traitement de 800 °C qui est del’ordre de 0,9. Ceci est dû au phénomène de délaminageobservé tout le long de l’interface substrat/dépôt (cf.Fig. 10). En effet, la diminution du coefficient defrottement pour les dépôts traités à 400 °C implique ladiminution des forces tangentielles. Les déformationsplastiques deviennent plus importantes en activant leprocessus de diffusion des atomes d’oxygène qui augmen-tent la température, formant ainsi une couche d’oxydes endurcissant la surface de contact. Ce faible coefficient defrottement est vraisemblablement dû aussi à la finemicrostructure engendrée par le post-traitement à 400 °Cavec la présence d’un ratio élevé de la phase dure de carburetypeCr7C3. L’apparition de ce carbure Cr7C3 est issu del’appauvrissement en Cr provenant de la solution solide destructure cubique à face centrée (Ni, Fe, Cr) (cf. Sect. 3.2)[26–28].

Les traces d’usure des différents échantillons soumisaux tests tribologique, sous deux vitesses de glissement de0,5 et 1m/s, sont obtenues en utilisant un microscopeoptique. Les micrographies réalisées sont représentées surla figure 11.

On observe que les stries d’usure des dépôts soumis àune vitesse de 0,5m/s apparaissent d’une façon importanteavec un relief beaucoup plus sous forme de labourage. Parcontre, pour ceux testés sous une vitesse de 1m/s, les tracesd’usure présentent un arrachement de matière remar-quable, ce qui est plus adéquat à une micro coupe de nosdépôts (cutting).

3.4.2 Influence de la charge sur le comportementthermique

L’évolution de la température, sur la surface des dépôtstraités à 400 °C instrumentés par thermocouple, a permisd’avoir une estimation de celle-ci sous deux charges de 5 et30N (Fig. 12).

On note que les deux courbes (Fig. 12) ont une allurerelativement identique avec un écart de température del’ordre de 10 degrés. Il est également important de soulignerque nous pouvons parfois avoir des températures flash àl’échelle de la rugosité, lesquelles dépassent largement lestempératures mesurées. On remarque aussi que latempérature mesurée au cours de l’essai sous une chargede 30N est plus élevée que celle obtenue durant l’essai sous

Fig. 10. Variation du coefficient de frottement des différents dépôts sans traitement et traités à 400, 600 et 800 °C en fonction de lacharge normale.

Fig. 10. Evolution of the coefficient friction of coatings as-sprayed and treated at 400, 600 and 800 °C as function on normal load.

Fig. 9. Taux d’usure des dépôts à différents post-traitements en fonction de la vitesse de glissement : a : 0,5m/s ; b : 1m/s.

Fig. 9. Wear rate of coatings at different post-treatments as function sliding velocities: a: 0.5m/s; b: 1m/s.


une charge de 5N. Cela peut s’expliquer par le fait qu’encontact dynamique, par glissement sous l’action d’une forcetangentielle, l’interface dissipe l’énergie mécanique due aufrottement et devient source de chaleur. Cette dernièregénère ainsi une augmentation de la température àl’interface notamment dans le cas de fortes charges et/ou de grandes vitesses (cf. Fig. 12).

4 Conclusion

Ce travail avait pour objectif de mettre en évidencel’influence des post-traitements et la vitesse de glissementsur la résistance à l’usure des différents dépôts élaborés.

Les observations microstructurales ont montré que lestraitements effectués aux températures de 400 et 600 °C ontréduit les porosités en rendant les microstructures plushomogènes et plus denses par le phénomène de colmatage.Par contre, le traitement à 800 °C a présenté un délaminageau niveau de l’interface substrat/dépôt.

Les spectres de diffractionX des dépôts non traités ettraités thermiquement ont révélé la présence de phasescommunes. Le traitement effectué à 600 °C induit un netchangement où la solution solide CFC (Ni, Fe, Cr) devienttrès dominante avec la diminution de la phase inter-métallique Ni3Al. En revanche, le post-traitement effectuéà 800 °C ne semble pas affecter la nature et les proportionsdes phases présentes.

Fig. 12. Évolution de la température du dépôt traité à 400 °C en fonction du temps sous les charges de 5 et 30N : a : 0,5m/s ; b : 1m/s.

Fig. 12. Evolution of the temperature of coating treated at 400 °Cas a function time under different loads 5 and 30N: a: 0.5m/s; b: 1m/s.

Fig. 11. Traces d’usure des surfaces des différents échantillons obtenues après le test tribologique : a : 1000m ; b : 2000m.

Fig. 11. Wear tracks of the different samples obtained after tribological test: a: 1000m; b: 2000m.


La quantification des phases des dépôts non traités ettraités nous montre que tous ces dépôts sont constituésessentiellement de la phase principale Ni3Al et d’unesolution solide de structure cubique à face centrée detype (Ni, Fe, Cr). Pour les dépôts traités à 400 °C, lasolution solide de structure cubique à face centrée (Ni,Fe, Cr) s’est appauvrie en Cr en se substituant dans lecarbure (Fe,Cr) C en formant ainsi un autre carburetype Cr7C3.

Les mesures de micro duretés ont révélé que le dépôttraité à 600 °C présente des valeurs les plus élevées.

Les résultats tribologiques ont montré que la vitesse deglissement et la pression de contact appliquée influent surla variation du taux d’usure et que le traitement thermiqueà 400 °C présente le meilleur compromis entre la micro-structure et le comportement tribologique.

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Citation de l’article : Rassim Younes, Mohand Amokrane Bradai, Abdelhamid Sadeddine, Youcef Mouadji, AbderrahimBenabbas, Influence des post-traitements sur la résistance à l’usure des dépôts en superalliage Ni-Cr-Al-Mo obtenus par projectionthermique, Matériaux & Techniques 106, 605 (2018)

influence des post-traitements sur la résistance à l’usure ... · 45secondes par pas angulaire...

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