Expertise sur l’usure d’un outil de forage pétrolier à tète d’acier et caractérisation physico-chimique des
multi-matériaux (Acier/CA/rechargement dur/
brasure)
SETTAR Nacer Eddine, MAZOUZI Azzeddine, DJAMEL Miroud.
Universite de sciences et technologies Houari Boumedien Laboratoire de science et génie des materiaux
Bab Ezzouar, Alger settar.nacereddine@univ-blida.dz
Abstract
Dans l’industrie pétrolier, les outils PDC sont les plus adaptées au forage des profiles tendres à mi-durs [1]. L’avancée technologique dans l’usinage numérique et la maitrise des paramètres relatifs à la projection thermique et au rechargement dur ont permet d’avantager l’outil PDC en corps acier sur l’outil matrice. Les performances de ce type d’outil et le comportement en service dans des conditions d’usure sévères dépendent étroitement de la cohésion des interfaces considérées formant le multi-matériau.
Le travail consiste à élaborer et caractériser des multi- matériaux semblables à ceux constituant la partie active de l’outil monobloc en PDC, où nous nous intéresserons à l’évolution microstructurale et les propriétés mécaniques de ces derniers réalisés successivement par les procédés de projection thermique, de rechargement dur et de brasage.
Mots-clés : Outil de forage (PDC), expertise, usure, projection thermique, rechargement dur, brasage.
I. INTRODUCTION
Les outils monoblocs de formes geometriques complexes en PDC (diamant polycristallin) sont les plus adaptees au forage petrolier des profils geologique tendres a mi-durs. Deux procedes sont proposes dans l’industrie pour fabriquer ce type d’outils, il s’agit:
• Du procede classique non conventionnel d’infiltration spontanee (sous gravitation) de melange de poudres libres (souvent a base de carbure de tungstene-nickel deposees en multicouches) par un metal liquide (base cuivre);
• Ou du procede combinant les techniques d’usinage du corps de l’outil en acier, la projection thermique, le rechargement dur et le brasage.
L’usure des outils de forage pétrolier est un phénomène inévitable et irréversible, mais il y a une possibilité de remettre ces derniers en service. Notre objectif consiste à élaboré des multi-matériaux Fig.1 (Acier 20NiCr4 / couche d’accrochage MB40 / dépôt de WC-Ni / brasure à base d’Ag) réalisé par les procédés de projection thermique, le rechargement dur et le brasage, et les faire caractériser pour voir l’évolution microstructurale, les propriétés mécaniques et l’influence des cycles thermiques lors d’élaboration sur les phénomènes d’inter-diffusion assurant la cohésion des différentes interfaces du multi-matériaux.
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II. EXPERIMENTAL A. Choix des Materiaux
1. Acier utilise
L’acier etudie est un acier faiblement allie, destine a la cimentation, sa designation selon la nouvelle norme europeenne NF EN 10020 est 20NiCr4 et selon l’ancienne norme franqaise NF A 35-573/4, 20NiCr4.
Elements Chimiques
C Si Cr Mo Ni Mn balance
%massique 0.131 0.287 1.03 0.038 1.17 0.773 95.1
2. Poudre de projection thermique
La projection thermique se fait par la poudre MB40, c’est une sous-couche anti-oxydation a base de nickel.
3. Baguette de rechargement dur
B. Preparation des echantillons
On prend l’echantillon (E6) parce que c’est lui qui englobe les etapes de preparation. Tout d’abord on commence par le procédé de sablage pour obtenir une surface propre, puis on prechauffe l’echantillon jusqu'a une température de150°C, pour permettre a l’MB40 de bien accrocher et bruler tout le sable restant sur la surface de contact. Puis on met un rechargement dur de 3 mm max, en chauffant le fil jusqu’a fusion a 540°C, puis on dépose la goutte contenant le WC-Ni.
En fin en enduisant l’échantillon par le flux pour protéger le métal d'apport et le substrat contre l'oxydation, en terminant par déposer une couche de brasure a base d’argent avec une température de brasage atteindre les 672°C Fig. 1.
Fig. 1. Illustration de déférentes étapes de rechargements
III. RESULTAT ET DISSCUSSION A. Profile de micro-durete HV 0.1(substrat)
Nous constatons que la micro-dureté moyenne au niveau de la ZAT présente des variations considérables par rapport à la valeur moyenne (250HV) selon le cycle imposé. Les variations enregistrées correspondent à une augmentation sensible (450HV) lors de la projection thermique. Ce durcissement est dû probablement à l’inter-diffusion des éléments Ni-Cr-Fe à l’interface acier-CA Fig. 2.
Fig. 2. Profile de micro dureté (substrat) des echantillons E3, E4, E5 et E6.
B. Caracterisation de l’interface acier-rechargement (sans la couche d’accrochage)
1. Microstructure et profil d’analyse ponctuelle établie par EDS
La micrographie de l’interface Acier / rechargement dur observée par microscopie électronique Fig. 3, .Révèle une bonne cohésion avec une porosité non négligeable. Le contraste de phase montre la solidification préférentielle sur toute la longueur de l’interface d’une phase claire. La structure du rechargement déposé sur l’acier correspond a une structure dendritique présentant une phase très claire en fleur dans l’espace inter-dendritique. Pour compléter ses observations nous avons établit des analyses ponctuelles a l’EDS Fig. 4.
Le profile de l’élément Ni confirme la solidification de la phase riche en nickel a la surface de l’acier en effet l’échange thermique accélérer au niveau du front de solidification, et la matrice riche en nickel de rechargement favorise la croissance des germes de la phase riche en nickel.
Elements
chimiques C Si Cr Mn Fe Ni (%m)
6.72 5.77 8.62 4.47 2.80 73.75
Elements
chimiques C O Cr Mn Fe Ni W
(%m)
27.18 10.86 02.43 00.17 01.19 15.47 42.15
La dureté élevée de l’acier au niveau de l’interface Fig. 2.semble expliqué par la proportion du chrome au niveau de l’interface. La proportion du chrome dans l’acier à l’état brut n’excède pas (1.03 %) alors que l’analyse EDS a l’interface revele une proportion de (3 .5%) due à la diffusion.
L’analyse du point 6 Fig. 3, correspond a une proportion importante de W et C, ceci suggere que cette phase (en fleur) dans l’espace inter-dendritique semble correspond a un carbure de tungsten.
Fig. 3. micrographie de l’interface Acier / rechargement (MEB en électrons rétrodiffuses)
Fig. 4. Profil des elements constituant Acier, le rechargement dur (EDS)
2. Profile de micro-durete dans l’interface (Acier - rechargement dur)
Le rapprochement avec l’effet chimique etablit precedemment fait ressortir les points suivants:
Par rapport aux duretés HV0.1 du substrat a l’état normalise, les niveaux enregistres dans la ZAT et a l’interface présentent une valeur moyenne de 316 HV 0.1 Fig. 2, soit un écart moyen de 55 HV. Ceci correspond a un durcissement non négligeable ;
Cet accroissement de la dureté au niveau de la (ZAT) et a l’interface semble confirmer le rôle de la diffusion des éléments durcissant vers le substrat, notamment, le chrome.
Fig. 5. Profile de micro-dureté HV 0.1 dans l’interface Acier-rechargement dur.
C. Caracterisation de l’interface acier-CA-rechargement 1. Microstructure et profil d’analyse ponctuelle établie
par EDS
La micrographie de l’interface Acier /CA / rechargement dur observée par microscopie électronique Fig.6, révèle une bonne cohésion avec une porosité négligeable par rapport a l’interface étudiée précédemment dans le cas de l’échantillon E4 (sans couche d’accrochage). La solidification préférentielle de la phase claire au contact du substrat (déjà observée précédemment) nous amène à penser que les conditions de rechargement imposées favorisent le phénomène de dilution de la couche d’accrochage aussi bien dans le substrat que dans
la matrice de rechargement.
La structure du rechargement déposé sur l’acier avec couche d’accrochage correspond à une structure dendritique
présentant aussi comme l’interface sans couche d’accrochage une phase tres claire en fleur dans l’espace inter-dendritique.
Pour compléter ses observations nous avons établi des analyses ponctuelles à l’EDS Fig. 7.
Alors que la concentration des éléments reste constante, les fluctuations les plus significatives sont enregistrées à l’interface, sur une profondeur apparente d’environ 40 pm au niveau du substrat.
La proportion massique du chrome varie de 6 à 8%
dans la phase riche en nickel (phase claire au contact de l’acier). Elle varie entre 3 à 4% dans la même phase dans le cas du rechargement sans couche d’accrochage.
La solidification de la phase riche en en nickel à la surface de l’acier est confirmée par la proportion importante du Ni. Ces valeurs nous amènent à penser que la couche d’accrochage est diluée dans la matrice de rechargement.
Fig. 6. Micrographie de l’interface Acier /CA/ rechargement (MEB en électrons rétrodiffuses)
Fig. 7. Profil des elements constituant Acier/CA / rechargement dur (EDS)
2. Profile de micro-dureté dans l’interface (Acier / CA / rechargement dur)
Pour consolider les résultats des profils de concentration EDS nous avons établit des profils de micro-dureté HV0.1 du multi-matériau acier/CA/rechargement dur (E5). Où on a enregistres dans la ZAT et l’interface une valeur moyenne de 275 HV0.1, soit un écart moyenne de 20HV, ceci correspond a un durcissement négligeable.
Fig. 7. Profils de micro-dureté HV 0.1 du multi- matériau E5 (Acier / CA-rechargement dur)
3. Effet des conditions de rechargement
L’observation de la configuration des particules réfractaire WC dans la matrice Fig. 9, montre une différence de contraste et de densité entre le cœur et l’extrémité (comparativement a l’aspect a l’état poudre Fig. 8. La phase riche en nickel semble se solidifier à partir des parois des particules réfractaires. Ce phénomène, déjà observe par [2]
semble correspondre au résultat d’un mécanisme de décarburation. Ceci est explique par la fragmentation de WC par l’activation de la diffusion du carbone vers la phase liant en présence du Ni. Cette décarburation du WC semble dépendre de la température et du temps de rechargement.
Fig. 8. Morphologie de WC avant rechargement
Fig. 9. Morphologie de WC après rechargement
IV. CONCLUSION
La caractérisation physico-chimique et mécanique des multi- matériaux élabores par les procèdes de projection thermique, rechargement dur et brasage fait ressortir les points suivants:
Les cycles thermiques consécutifs et la diffusion probable de l’élément Chrome (alphagene) de la couche d’accrochage semblent favoriser la croissance de la ferrite dans la structure de l’acier au niveau de la ZAT. Cependant, l’écart de dureté n’excède pas la valeur moyenne de 30HV0.1. Ceci nous amène à conclure que, vu le gabarit considérable par rapport a nos échantillons, cette variation est négligeable pour le corps de l’outil PDC considère dans notre étude.
Les conditions de dépôt du rechargement dur favorise la solidification préférentielle sur toute la longueur de l’interface de la phase riche en nickel et ce avec ou sans la couche d’accrochage.
Les conditions imposées par le cycle de rechargement, les transformations de la phase liante au chauffage/refroidissement et la présence d’éléments carburigenes comme le Chrome ont tendance à provoquer la décarburation des particules de WC et la décomposition du contour de leur aspect sphériques.
Remerciements
Je remercie tout d'abord Allah le tout puissant, et Je tiens à remercier vivement Mr : D.MIROUD et Mr M.AZZEDDINE et l’unité de production de l’ENSP (EX : ALDIM) pour les procédures de rechargement, aussi J’exprime mes vifs remerciements à la CRTI (cheraga) pour les essais de dureté.
References
[1] Jean-Paul Nguyen, Le Forage, Editions Technip Paris, p53, 1993
[2] Ch. Just, E. Badisch and J. Wosik " Influence of welding current on carbide: matrix interface properties in MMCs " Journal of materials processing technology 210, P 408-414, 2010.
