Influence de la température de revenu post-nitruration

La répartition des éléments d’addition entre la solution solide et les carbures de revenu semble jouer un rôle non négligeable sur l’évolution des propriétés mécaniques de nitruration d’après les paragraphes précédents. L’influence de la température de revenu post-traitement a donc été étudiée par la suite sur les nuances 33CrMoV12-9 et 32CrMoV5. Les températures de revenu retenues sont 590 et 620 ˚C. Ce sont des températures classiques dans le cas des aciers, tout en limitant les modifications de propriétés à cœur au cours de la nitruration. Deux traitements de nitruration A et B ont été réalisés à 520˚C pendant 120 h avec des potentiels de nitruration tels que KA

N > KNB. Il s’avère que ceux ci n’apportent aucune modification notable de l’évolution des

propriétés.

Les figures 3.8 et 3.9 donnent l’évolution des filiations de dureté pour chaque nuance, tem- pérature de revenu et nitruration. La température de revenu affecte principalement le niveau de dureté à cœur de la nuance 33CrMoV12-9, qui augmente d’environ 50 HV_1,98N lorsque la température diminue de 620 à 590 ˚C. Après nitruration, le durcissement superficiel augmente de l’ordre de 25 à 50 HV1,98N avec la diminution de température. Les variations sont plus faible

Fig. 3.8 – Filiations de dureté dans le cas de la nuance 33CrMoV12-9 nitruré 120 h à 520 ˚C en fonction de la température de revenu post-traitement et du potentiel de nitrura- tion.

Fig. 3.9 – Filiations de dureté dans le cas de la nuance 32CrMoV5 nitrurée 120 h à 520 ˚C en fonction de la température de revenu post-traitement et du potentiel de nitrura- tion.

Fig. 3.10 – Largeurs intégrales obtenues par analyses des pics de diffraction de la famille de plan {211} de la ferrite dans le cas de la nuance 33CrMoV12-9 nitrurée 120 h à 520 ˚C en fonction de la température de revenu post-traitement et du potentiel de nitrura- tion.

Fig. 3.11 – Largeurs intégrales obtenues par analyses des pics de diffraction de la famille de plan {211} de la ferrite dans le cas de la nuance 32CrMoV5 nitrurée 120 h à 520˚C en fonction de la température de revenu post- traitement et du potentiel de nitruration.

Fig. 3.12 – Profils de contraintes résiduelles analysées par diffraction des rayons X dans le cas de la nuance 33CrMoV12-9 nitrurée 120 h à 520˚C en fonction de la température de revenu post-traitement et du potentiel de nitruration.

Fig. 3.13 – Profils de contraintes résiduelles analysées par diffraction des rayons X dans le cas de la nuance 32CrMoV5 nitrurée 120 h à 520 ˚C en fonction de la température de revenu post-traitement et du potentiel de nitruration.

elles inchangées en fonction des conditions de traitement, une simple translation des niveaux de dureté étant observée entre le cœur et la surface nitrurée.

Les variations de largeurs intégrales analysées par diffraction des rayons X indiquent un affinement de la taille des domaines diffractants à cœur avec une diminution de la température de revenu (3.10 et 3.11). Le gradient de taille des domaines diffractants reste quasi-inchangé au sein de la surface nitrurée quelque soient les températures de revenu et conditions de nitruration. Les évolutions de contraintes résiduelles dans la matrice ferritique sont données sur les figures 3.12 et 3.13. Aucune modification notable n’est observée ni sur les maximums de contraintes résiduelles et leur profondeur, ni sur l’étendue des champs de contraintes.

L’influence de la température de revenu post-traitement est relativement faible dans cet exemple. D’après les paragraphes précédents, une modification significative des gradients de contraintes résiduelles aurait été attendue pour une modification de la répartition des éléments d’alliage entre la solution solide de substitution de la matrice ferritique et les carbures de revenu. Les températures de revenu ainsi choisies ne permettent pas d’observer une telle modification. Les différences observées ont donc pour origine une diminution de la taille des carbures initiaux avec une baisse de la température de revenu. La transformation des carbures lors de la nitruration engendre une précipitation plus fine de nitrures d’éléments d’alliage, et donc un surplus de durcissement.

Des calculs thermodynamiques Thermo-Calc corrèlent ces conclusions. En effet, le tableau 3.5 met en évidence dans le cas de la nuance 33CrMoV12-9 une faible modification de la fraction initiale de carbures pour des températures de revenu de 590 et 620˚C. L’évolution de la fraction d’éléments d’alliage au sein de la solution solide de la matrice est également négligeable. Un calcul dans le cas de l’acier 32CrMoV5 donne des résultats semblables (cf. annexe A.1).

Phase Φi α-Fe M23C6 VC M7C3 Température de revenu (˚C) 590 620 590 620 590 620 590 620 %mol. 93,99 94,02 0,59 0,59 4,79 4,74 0,63 0,65 %m. 94,94 94,96 0,38 0,39 4,22 4,17 0,46 0,48 %at. MP hii %at. Fe 97,66 97,53 0,00 0,01 31,89 34,11 13,66 15,38 %at. C 0,00 0,00 47,31 47,27 20,69 20,69 30 30 %at. Cr 1,04 1,15 1,21 1,48 39,26 37,39 50,83 49,11 %at. V 0,02 0,02 44,37 43,43 0,00 0,00 2,28 2,37 %at. Mo 0,05 0,06 7,07 7,77 8,11 7,75 0,35 0,46 %at. Mn 0,54 0,55 0,04 0,04 0,06 0,06 2,88 2,68 %at. Si 0,60 0,60 0,00 0,00 0,00 0,00 0,00 0,00 %at. Ni 0,09 0,09 0,00 0,00 0,00 0,00 0,00 0,00

Tab. 3.5 – Calculs thermodynamiques Thermo-Calc donnant la répartition des phases et leur composition en fonction de la température de revenu (590 et 620 ˚C) dans le cas de la nuance 33CrMoV12-9.

Il est à remarquer que les propriétés mécaniques de ces deux nuances sont équivalentes en termes de contraintes maximales, de l’ordre de -600 MPa, et de niveaux de dureté (environ 900 HV_1,98N en proche surface). On constate un gain de profondeur efficace de nitruration (+ 150 µm) dans le cas de la nuance 32CrMoV5 à iso-conditions de nitruration avec la nuance 33CrMoV12-9. Les contraintes superficielles sont cependant plus fortes au voisinage de l’interface couche de combinaison - couche de diffusion dans le cas de l’acier de nuance 32CrMoV5 (z = 30 à 50 µm). L’étendue du champ de contraintes est également plus grande. Ainsi l’apport de l’aluminium sur les propriétés mécaniques se traduit en termes de gain d’efficacité du traitement. En effet, l’utilisation de l’aluminium, pour remplacer le chrome notamment, permet de diminuer la quantité d’éléments d’alliage et donc d’augmenter la cinétique de diffusion des atomes d’azote

tout en gardant des propriétés mécaniques superficielles équivalentes à la nuance 33CrMoV12-9.