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Procédé de fabrication d'une pièce d'acier comportant l'addition d'un métal
fondu
sur une pièce support, et pièce ainsi obtenue
La présente invention concerne la métallurgie, et plus précisément la
fabrication
de pièces volumiques en acier inoxydable à partir de tôles, et devant
présenter des ajouts
de matière localisés, déposés postérieurement à la mise en forme éventuelle
des tôles,
tels que des éléments de renforcement.
La fabrication de pièces en acier par un formage à chaud ou à froid (forgeage,
moulage, estampage, emboutissage...) peut conduire à l'obtention de pièces de
formes
plus ou moins complexes. Il peut arriver, et on en verra des exemples dans la
description
qui suit, que ces pièces aient, après leur mise en forme, une géométrie qui
leur font
présenter des zones où leurs caractéristiques mécaniques seraient
insuffisantes pour une
application envisagée donnée. Elles auraient besoin, à cet effet, d'être
renforcées par la
présence localisée de surépaisseurs, ou de nervures, ou d'autres types de
configurations
de fonction similaire.
On pourrait envisager d'introduire de telles surépaisseurs ou éléments de
renforcement lors de la mise en forme de la pièce elle-même, de sorte à
réaliser celle-ci
en un seul morceau. Cependant, cela n'est pas toujours possible pour des
pièces de
formes relativement complexes et de dimensions très précises, ou alors au prix
de
complications dans le processus de fabrication (multiplication des étapes de
mise en
forme, et/ou nécessité de procéder à un usinage final important pour obtenir
la
configuration et les cotes précises désirées) qui rendraient le coût de
production
insupportable pour des pièces de grande série.
Pourtant, il est hautement désirable de disposer de telles pièces qui ne sont
renforcées que là où cela est nécessaire, car on peut ainsi leur conférer des
épaisseurs
relativement faibles sur la majeure partie de leur volume et réaliser ainsi
des économies
de matière, donc de coût et de poids, qui sont avantageuses, par exemple pour
des
pièces d'automobiles : éléments de structure, bras de suspension... Cela peut
également
permettre d'élargir les possibilités de choix du matériau principal de la
pièce, en ce que
compte tenu des configurations relativement simples de la pièce initiale (que
l'on
appellera pièce support dans la suite du texte) non encore renforcée
localement que
permettrait ce procédé, les propriétés mécaniques du matériau en utilisation
seraient le
critère principal de ce choix, et que l'aptitude du matériau à être mis en
forme de façon
complexe pourrait ne plus être un critère de choix impératif.
On a donc déjà imaginé de réaliser ces éléments de renforcement, ajoutés
localement, par un dépôt direct de métal fondu sur une pièce support
initialement mise en
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forme. Ce dépôt peut être effectué, typiquement et notamment, à l'aide d'un
laser, d'un
faisceau d'électrons ou d'un arc électrique, qui sont des procédés qui
réalisent la fusion
du matériau d'apport juste avant ou au moment de son contact avec le métal
support.
Celui-ci est initialement sous forme de poudre, de fil ou de ruban. Les
figures 1 et 2 qui
seront commentées ci-après montrent les principes généraux de deux tels
procédés (jet
de poudre fondu par laser et fil fondu par arc électrique). Ils s'apparentent,
à certains
points de vue, à la réalisation d'un soudage par un procédé avec apport de
matière de par
les mécanismes métallurgiques qui sont mis en jeu, notamment pour la
solidarisation de
la pièce support et de l'élément de renforcement, et, à d'autres points de
vue, à une
impression 3D, avec apport de matière métallique de par le fait que l'on vise
à conférer
aux éléments de renforcement des formes et dimensions précises.
Il est ainsi possible de ne conférer à la plus grande partie de la pièce
support
qu'une épaisseur minimale nécessaire, conjuguée à un procédé de fabrication
aussi
simple que possible (un emboutissage, par exemple). On ne complète qu'a
posteriori
cette pièce support par des éléments de renforcement rapportés, eux-mêmes
formés par
un procédé de dépôt relativement économique et dimensionnés pour ne conférer à
la
pièce support qu'un alourdissement minimal. Typiquement, l'addition d'éléments
de
renforcement sous forme de nervures ou, de façon générale, de raidisseurs, de
l'ordre de
1 mm d'épaisseur est possible, ce que ne permettraient pas, ou pas aisément,
des
procédés de formage monobloc de la pièce finale tels que le forgeage ou le
moulage.
Cependant, il faut savoir que comme tout procédé thermique, l'ajout de métal
fondu sur la pièce support affecte thermiquement une portion de l'épaisseur de
la pièce
support au voisinage de sa surface, dans les zones de dépôt du métal fondu.
Cette Zone
Affectée Thermiquement (ZAT), comme cela se rencontre dans les procédés de
soudage
avec apport de matière, est modifiée de deux façons :
- Il y a création d'une zone de diffusion du métal d'apport dans la pièce
support (et réciproquement), et il faut maîtriser cette diffusion pour qu'elle
n'ait pas de
conséquences négatives sur les propriétés de la pièce finale ;
- Dans et au voisinage de cette zone de diffusion, il y a une modification
de
la microstructure de la pièce support, qui peut elle aussi avoir des
conséquences néfastes
sur les propriétés de la pièce finale.
Précisément, dans le cas où on applique ce procédé d'ajout de métal fondu sur
une pièce support en un acier à hautes caractéristiques mécaniques obtenues
par une
forte présence de martensite, on observe une dégradation significative de
leurs
caractéristiques mécaniques dans la ZAT, sous forme principalement d'une perte
de
dureté, due à un adoucissement de la microstructure. Cet adoucissement est lié
à un
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grossissement du grain et/ou à une transformation métallurgique consistant en
une
transformation de la martensite de la pièce support en ferrite et carbures. On
parle alors
de réversion de la martensite. De plus il peut s'établir des contraintes
résiduelles
importantes dans la partie ayant subi le traitement, du fait des
caractéristiques de
dilatation différentes des diverses zones et matériaux qui sont en jeu.
Un problème de fragilité des éléments raidisseurs ainsi ajoutés se pose aussi
fréquemment. Lorsque la pièce est sollicitée en flexion ou en torsion, ce sont
les parties
qui subissent les plus fortes contraintes. Une ténacité minimale pour le métal
déposé est
nécessaire, ce qui n'est pas toujours le cas avec les structures de
solidification obtenues
lors de l'utilisation des procédés par addition de métal fondu.
Le but de l'invention est de proposer un procédé de fabrication d'une pièce
finale
comportant une pièce support et des parties ajoutées au moyen d'un procédé
d'addition
de métal fondu, par exemple des éléments de renforcement, qui permette de
supprimer
ou au moins fortement limiter les risques de survenance des problèmes
précédemment
cités.
A cet effet l'invention a pour objet un procédé de fabrication d'une pièce
d'acier
finale comportant une pièce support et au moins une partie formée par un
procédé
d'addition d'un métal d'apport, sous forme de métal fondu, sur une portion de
la surface
de la pièce support, en formant une zone affectée thermiquement (ZAT) sur la
pièce
support et une zone fondue entre la ZAT et la partie formée par addition de
métal fondu,
caractérisé en ce que:
- la pièce support est en un acier au chrome à microstructure martensitique à
70-
100%, de préférence à 90-100%, à l'état trempée ou revenue, le restant de la
microstructure étant composé de ferrite, d'austénite et de carbures et/ou
carbonitrures,
dont la composition, en pourcentages pondéraux, consiste en :
* 0,01% C 1.5%;
* 0,01% N 0.2%;
* 0,2% Mn 1,2%;
* 0.2 Si 1,2%;
* traces Al 0,1%
* traces S + P 0,05%;
* 5,0% Cr 16,5%;
* traces Ni 3,5%;
* traces Mo + W 2,0%;
* traces Cu 3,0%;
* traces Ti + Nb + Zr + V + Ta 2% ;
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* traces Co 0,5%;
* traces Sn + Pb 0.04%
* traces B e.01`)/0 ;
* le reste étant du fer et des impuretés résultant de l'élaboration ;
et répond aux conditions :
A= %Mn + %Ni + %Cu + 30*(`)/0C + %N) - 3*(`)/oTi + %Nb) k 1.5%
B= %Cr + %Mo + 5*(3/0V + %W + %Si + %Al k 9%;
- en ce que la composition du métal d'apport avant son utilisation consiste
en :
* 0,01% C 0.1%;
* 0,01% N 0.2% ;
* 0,2% Mn 2,0%;
* 0.2 Si 1,2%;
* 15,0% Cr 19,0%;
* 6,0% Ni 13,0%;
* traces Mo + W 3,0`)/0 ;
* traces Cu 3,0%;
* traces Co 0,5%;
* traces B 0,01%;
* traces S + P 0,05%;
* traces Ti + Nb + Zr + V + Ta 2% ; de préférence traces Ti + Nb + Zr + V +
Ta 1,0%;
* traces Sn + Pb 0.04%;
* le reste étant du fer et des impuretés résultant de l'élaboration ;
- en ce que la dureté de la ZAT n'est pas inférieure de plus de 20% à celle
des
parties restantes de la pièce support, et que la teneur en martensite de la
ZAT est
supérieure ou égale à 70% ;
- et en ce que la zone fondue présente un taux de dilution (%Ni (métal fondu) -
%Ni (métal support)) / (%Ni (métal d'apport) - %Ni (métal support)) de 50 à
95% en poids,
de préférence de 75 à 85% en poids.
Le procédé d'addition de métal fondu peut consister en une addition de poudre
métallique fondue au moyen d'un rayon laser ou d'un faisceau d'électrons.
Le procédé d'addition de métal fondu peut consister en une addition d'un métal
fondu issu d'un fil dont la fusion est causée par l'établissement d'un arc
électrique entre le
fil et la pièce support, ou par un laser ou par un faisceau d'électrons.
L'invention a également pour objet une pièce d'acier finale caractérisée en ce
qu'elle a été fabriquée par le procédé précédent, et en ce qu'au moins une des
parties
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formées par un procédé d'addition de métal fondu est un élément de
renforcement pour la
pièce support.
Comme on l'aura compris, l'invention consiste à combiner la réalisation de la
pièce support en un acier martensitique à teneur élevée en Cr (5,0-16,5% ;
donc il ne
5 s'agit pas forcément d'un acier inoxydable) et de composition déterminée,
et la réalisation
des parties ajoutées par addition de métal fondu à l'aide d'un métal
consistant en un acier
inoxydable de composition initiale (avant son utilisation sous forme de
poudre, fil, ruban
ou autre dans le procédé de l'invention) également bien déterminée, et qui
est, de façon
surprenante, très différente de celle du métal constituant la pièce support.
En effet, le métal fondu ajouté est ici, obligatoirement, un acier inoxydable
à
15,0-19,0% de Cr, qui contient donc le plus souvent plus de Cr que le métal de
la pièce
support. Et il contient aussi entre 6,0 et 13,0% de Ni, donc toujours
nettement plus que le
métal de la pièce support.
Les teneurs en autres éléments que Cr et Ni que doivent avoir les deux aciers
utilisés sont également bien définies.
L'invention repose donc avant tout sur un choix particulier du couple de
matériaux utilisés, dont on verra en quoi il est avantageux dans le contexte
de la
fabrication d'une pièce finale par dépôt direct de métal fondu sur une pièce
support..
L'invention sera mieux comprise à la lecture de la description qui suit,
donnée en
référence aux figures annexées suivantes :
- La figure 1 qui représente schématiquement le principe d'un procédé
d'apport de métal fondu sous forme d'une poudre rendue liquide par un faisceau
laser ;
- La figure 2 qui représente schématiquement le principe d'un procédé
d'apport de métal fondu sous forme d'un fil dont la fusion est réalisée par
une torche de
soudage ;
- La figure 3 qui représente une bride de fixation d'un tube, pourvue de
raidisseurs ménagés sur la partie circulaire de la bride et son collet par le
procédé selon
l'invention ;
- La figure 4 qui montre en section transversale selon IV-IV un de ces
raidisseurs et sa zone de contact avec la partie circulaire de la bride ;
- La figure 5 qui montre les résultats de mesures de dureté Vickers HV1
(norme NF EN ISO 6507 2006, 1 désignant la charge en kgf) effectuées sur la
section de
la bride et d'un de ses raidisseurs ;
- La figure 6 qui montre une micrographie de la zone de raccordement entre
la bride et le raidisseur ;
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- La figure 7 qui montre une micrographie d'une partie de cette même zone
de raccordement, mettant en évidence la ZAT et la zone fondue ;
- La figure 8 qui montre une micrographie de la zone de raccordement entre
la bride et le raidisseur, sur laquelle sont reportées les résultats de
mesures de dureté
Vickers HVO,1 ;
- La figure 9 qui montre une micrographie de la zone de raccordement entre
la bride et le raidisseur, sur laquelle on a indiqué des points où on a
effectué des mesures
de dilution du matériau du raidisseur dans le matériau de la bride ;
- La figure 10 qui représente un bras de suspension découpé et embouti, sur
lequel ont été ajoutés des raidisseurs par le procédé selon l'invention.
La figure 1 représente de façon générale le principe d'une impression 3D sur
une
pièce support métallique 1 par apport de métal fondu, plus précisément par
fusion d'une
poudre métallique 2 au moyen d'un laser.
La pièce support 1, c'est-à-dire la pièce initiale sur laquelle le dépôt doit
avoir
lieu, est fixe. On projette sur sa surface, par des moyens classiques non
représentés, un
jet de poudre métallique 2 qui est destinée à constituer le métal d'apport qui
formera le
dépôt 3 après sa solidification. La source d'alimentation de la poudre 2 est
en défilement
par rapport à la surface de la pièce support 1, dans le plan de figure et de
la gauche vers
la droite dans l'exemple représenté. On projette également sur la surface de
la pièce
support 1 un rayon laser 4, lui aussi en défilement de façon à accompagner le
défilement
du jet de poudre 2, et à réaliser une fusion de la poudre 2 déposée sur le
métal support
dans la zone d'impact du rayon laser 4, de façon à former un puits liquide 5.
Le laser
provoque aussi une fusion partielle et très superficielle du métal 1. Le puits
liquide, en se
solidifiant lorsqu'il n'est plus dans le champ du rayon laser 4 qui s'est
déplacé, forme le
dépôt 3 dont la composition correspond à celle de la poudre 2 ou en dérive
étroitement.
Ce point sera examiné en détail plus loin. Sous ce dépôt 3 se trouve, au
voisinage de la
surface de la pièce support 1 et sur une épaisseur de l'ordre de 300 m, une
Zone
Affectée Thermiquement (ZAT) 6 dont la microstructure a été influencée par le
contact
avec le rayon laser 4 et le puits liquide 5, de façon comparable à ce qui se
produit lors
d'un soudage par apport de matière, avec une morphologie en couches
successives
également très proche, qualitativement, de ce qu'on observe lors d'un soudage
par apport
de matière.
La figure 2 représente de façon générale le principe d'une impression 3D sur
une
pièce support métallique 1 par apport de métal fondu au moyen d'un fil de
soudure 7 ou
analogue (ruban par exemple) qui est déroulé en direction de la pièce support
1 à travers
une torche de soudage 8, qui est elle-même mise en défilement par rapport à la
pièce
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support 1 dans le plan de figure et de la gauche vers la droite dans l'exemple
représenté.
Classiquement, une alimentation en courant électrique 9 est reliée d'une part
à la pièce
support et d'autre part au fil de soudure 7 par l'intermédiaire de la torche
8, dont l'espace
intérieur 10 est alimenté par un gaz de protection s'écoulant en direction de
la pièce
support 1. Il en résulte la formation d'un arc électrique entre l'extrémité du
fil 7 et la pièce
support 1, de sorte que le fil de soudure se liquéfie à son extrémité
inférieure 11, et les
gouttes de liquide se déposent, en couches superposées (correspondant aux
gouttes de
liquide se détachant du fil 7 sur la pièce support 1 pour former un puits
liquide 12. Celui-ci
se solidifie lorsqu'il sort du champ d'action de l'arc électrique et forme,
comme dans
l'exemple précédent, un dépôt 3 ayant essentiellement la composition du fil de
soudure 7.
Là encore, le voisinage de la surface de la pièce support 1 présente une ZAT 6
sous le
dépôt 3.
En variante, il serait aussi possible d'assurer la fusion du fil de soudure 7,
ou
d'un ruban de même composition, par un rayon laser ou un faisceau d'électrons.
Il est, bien entendu très souhaitable, voire indispensable, que toutes ces
opérations soient automatisées au maximum, en particulier pour ce qui concerne
la
vitesse de défilement des outils en mouvement et le débit massique de leur
alimentation
en métal d'apport, poudre, fil, ruban ou autre, qui vont déterminer la forme
que prendront
les éléments de renforcement.
Sur les figures 1 et 2, on a représenté une couche de métal d'apport
d'épaisseur
constante, mais ce n'est bien sûr pas une généralité, comme on le verra sur
d'autres
figures.
Ces procédés d'ajout de métal sur une pièce support sont connus dans l'art
antérieur, et ne sont exposés ici que pour rappel. En particulier,
l'automatisation de des
opérations est une pratique habituelle dans la mise en oeuvre de ce type de
procédés, et
la présente invention l'utilise de façon semblable à ce qui est habituellement
pratiqué.
D'autres procédés, par exemple faisant usage d'un faisceau d'électrons pour
obtenir la fusion du métal d'apport, sont aussi connus à cet effet ou
imaginables, et
l'invention est indépendante, dans son principe, du choix précis du procédé
utilisé.
L'invention repose sur un choix particulièrement avantageux du couple formé
par
les compositions de la pièce support 1 d'une part, et du métal d'apport
d'autre part, que
celui-ci soit initialement sous forme de poudre 2, de fil 7 de ruban ou autre.
Il doit être entendu que cette composition du métal d'apport, telle qu'on la
définit
dans l'invention, est celle qui existe avant son dépôt et sa fusion sur la
pièce support 1, et
ne tient donc pas compte des modifications au moins locales que cette
composition
pourrait subir lors de l'opération, telles qu'une reprise d'oxygène,
entraînant la formation
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d'inclusions oxydées et éventuellement une décarburation, et une reprise
d'azote. Ces
modifications peuvent se produire en particulier si l'opération n'a pas lieu
dans une
atmosphère parfaitement inerte vis-à-vis du métal liquide déposé.
Concernant le métal constituant la pièce support 1, il doit avoir une forte
proportion de martensite dans sa structure au moment de la mise en oeuvre du
procédé.
Cette proportion est d'au moins 70%, et de préférence entre 90 et 100%. En
effet, cette
structure fortement, voire très majoritairement, martensitique, procure à la
pièce support 1
des caractéristiques mécaniques élevées, qui font que l'essentiel de la pièce
peut être
réalisé en un matériau relativement mince, et que ce n'est que localement que
son
renforcement par des raidisseurs est nécessaire. Le reste de la
microstructure, si celle-ci
n'est pas 100% martensitique, se compose de ferrite, d'austénite et de
carbures et/ou
carbonitrures.
De plus, sa température Ms de début de transformation martensitique doit être
inférieure ou égale à 500 C et l'augmentation de volume du métal de la pièce
support 1
durant cette transformation, à une vitesse de 30 C/s ou davantage, doit être
comprise
entre 2 et 6%. Cette température Ms et le changement de volume associé sont
peu
sensibles à la vitesse de refroidissement jusqu'à 2 C/s et le métal 1 est donc
qualifié
d'autotrempant.
Cette caractéristique est originale en ce que de telles dilatations
relativement
élevées se produisant lors de la transformation martensitique sont loin d'être
une
généralité pour les aciers qui auraient été susceptibles d'être utilisés pour
la réalisation
d'une pièce à hautes caractéristiques mécaniques. Cette forte dilatation est
rendue
nécessaire, dans le cadre de l'invention, pour compenser la contraction que
subira le puits
liquide 5, 12 de métal d'apport lors de sa solidification, de façon à assurer
la bonne
continuité de la matière formant le dépôt 3. La température Ms et la variation
de volume
associée sont déterminées, de préférence, de façon expérimentale, par exemple
par des
mesures dilatométriques comme cela est bien connu et décrit dans le Précis de
métallurgie de J.Barralis et G.Maeder, AFNOR Nathan ISBN 2-09-194017-8.
L'acier formant la pièce support 1 doit également présenter une forte
résistance à
l'adoucissement, se traduisant par une faible diffusion des éléments
carburigènes et du
carbone. Concrètement, la dureté de la ZAT 6 ne sera pas inférieure de plus de
20% à
celle des parties restantes de la pièce support 1 qui n'ont pas été
influencées par l'apport
de métal fondu. On obtient ainsi une homogénéité satisfaisante des propriétés
mécaniques, qui ne sont pas trop dégradées dans la ZAT 6 par rapport aux
propriétés
nominales de la pièce support 1.
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La figure 3 représente une bride 13 de fixation d'un tube réalisée par le
procédé
selon l'invention. Elle se compose d'une tôle préformée par emboutissage pour
lui
conférer une forme générale circulaire 14, et est pourvue d'un collet 15
entourant un
orifice central 16. La partie circulaire 14 et le collet 15 sont réalisés
d'une seule pièce lors
de la mise en forme.
Le collet 15 est, comme il est connu, renforcé par des raidisseurs 17 (dits
aussi
éléments de renforcement ) approximativement en forme de triangle rectangle
qui
prennent appui sur la paroi externe du collet et sur la face supérieure de la
partie
circulaire 14 de la bride 13. Comme dans l'exemple représenté, les hypoténuses
18 des
triangles rectangles formant les raidisseurs 17 peuvent avoir, en fait, une
forme concave,
présentant une courbure constante ou variable. Là encore, cette
caractéristique est
classique pour de telles brides 13 et ne relève pas en elle-même de
l'invention.
A titre d'exemple non limitatif, la bride 13 a une épaisseur de 3 mm, sa
partie
circulaire 14 a un diamètre de 145 mm, l'orifice 16 a un diamètre extérieur de
62 mm, le
collet Saune épaisseur de 15 mm, les raidisseurs 17 ont une longueur de 22 mm
et une
épaisseur de 0,7 à 1 mm, et le rayon de courbure de leurs hypoténuses est de
150 mm.
Sur la figure 4, on voit, en section transversale selon la ligne IV-IV de la
figure 3,
un des raidisseurs 17 et sa zone de contact avec la partie circulaire 14 de la
bride 13.
Suite à l'apport en métal fondu qui a conduit à la formation du raidisseur 17,
on trouve sur
ladite partie circulaire 14, en allant de la surface supérieure 19 où se
trouve le raidisseur
17 à la surface inférieure 20 et au droit du raidisseur 17 :
- Une zone fondue 21 qui résulte de la dilution d'une partie du
métal fondu 5,
12 dans le métal 1 de la partie circulaire 14 de la bride 13, et présente donc
en
moyenne une composition intermédiaire entre celles de ces métaux ;
- Une ZAT 6 dont la composition nominale est celle du métal de la pièce
support, mais à l'intérieur de laquelle on peut éventuellement noter des
changements localisés liés à la possible diffusion privilégiée de certains
éléments à l'intérieur de la pièce support due à l'échauffement subi lors du
dépôt de métal fondu, voire, dans sa partie supérieure, à une diffusion
résiduelle du métal fondu ; également, la structure métallurgique est modifiée
plus ou moins sensiblement par rapport à ce qu'elle était avant le dépôt de
métal fondu, du fait de l'échauffement lié à ce dépôt ;
- Et une zone 22 correspondant au restant de la partie circulaire 14 de la
bride
13, qui n'a pas été sensiblement affectée thermiquement et chimiquement par
l'opération de dépôt du métal fondu, et a conservé sa composition et sa
structure métallurgique initiales.
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Les inventeurs ont trouvé que selon l'invention, l'acier de la pièce support 1
doit
présenter la composition suivante, exprimée en pourcentages pondéraux, couplée
à une
microstructure au moins fortement martensitique (de 70 à 100% de martensite,
mieux, de
90 à 100% de martensite) :
5 * 0,01% C 1.5 A
* 0,01% N 0.2%
* 0,2% Mn 1,2%;
* 0.2 Si 1,2%;
* traces Al 0,1%
10 * traces S + P 0,05% ;
* 5,0% Cr 16,5%;
* traces Ni 3,5%;
* traces Mo+W 2,0%;
* traces Cu 3,0%;
* traces Ti + Nb + Zr + V+Ta 2%;
* traces Co 0,5%;
* traces Sn + Pb e.04%;
* traces B 0.01%;
* le reste étant du fer et des impuretés résultant de l'élaboration.
De plus, cette composition doit répondre aux deux relations A et B suivantes :
A= %Mn + %Ni + %Cu + 30*( /0C + %N) - 3*(%Ti + %Nb) k1.5(3/0
B= %Cr + %Mo + 5*(3/0V + %W + %Si + %Al k 9%.
En effet, la satisfaction de la relation A est favorable à l'accomplissement
de la
transformation martensitique, et la satisfaction de la condition B, de par
notamment
l'influence de Si et Mo, est favorable à une bonne résistance à
l'adoucissement.
La composition de l'acier martensitique utilisé pour le support 1 selon
l'invention
est justifiée comme suit.
Sa teneur en C est comprise entre 0,01% et 1,5%.
La teneur minimale de 0,01% est justifiée par la nécessité d'obtenir une
austénitisation lorsque le métal est porté à une température au delà de 700 C
et des
propriétés mécaniques élevées pour la martensite. Au-dessus de 1,5%, la mise
en oeuvre
par des procédés classiques serait limitée, et surtout la résilience du
support deviendrait
insuffisante.
Sa teneur en Mn est comprise entre 0,2 et 1,2%.
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Un minimum de 0,2% est requis pour obtenir l'austénitisation. Au-dessus de
1,2%
des problèmes d'oxydation sont à craindre lors du dépôt s'il n'est pas
effectué sous
atmosphère neutre ou réductrice.
Sa teneur en Si est comprise entre 0.2% et 1,2%.
Si peut être utilisé comme désoxydant lors de l'élaboration, tout comme Al,
auquel
il peut s'ajouter ou se substituer. Une quantité minimale de 0,2% est
nécessaire car le
silicium est un élément limitant l'adoucissement du support 1 lors qu'il est
affecté
thermiquement. Au-delà de 1,2%, on considère qu'il favorise excessivement la
formation
de ferrite et rend donc plus difficile l'austénitisation et l'obtention d'un
acier de structure
majoritairement martensitique. En quantité supérieure à 1,2%, il fragilise
aussi le support.
Sa teneur en S + P est comprise entre des traces et 0,05%, afin de garantir
une
faible contamination de la zone fondue 5, 12 et donc éviter une fragilité de
la zone fondue
5, 12.
Sa teneur en Cr est comprise entre 5,0 et 16,5%. La teneur minimale de 5,0% se
justifie pour assurer un caractère autotrempant pour le métal du support 1.
Une teneur
supérieure à 16,5% rendrait difficile l'austénitisation et l'obtention d'une
structure
majoritairement martensitique.
Sa teneur en Ni est comprise entre des traces et 3,5%.
Un ajout de Ni n'est pas indispensable à l'invention. La présence de Ni dans
la
limite prescrite de 3,5% au maximum peut, cependant, être avantageuse pour
favoriser
l'austénitisation. Un dépassement de la limite de 3,5% conduirait cependant à
une
présence trop importante d'austénite résiduelle et à une présence insuffisante
de
martensite dans la microstructure après le refroidissement. Elle poserait
aussi des
problèmes de coût.
Sa teneur en Mo + W est comprise entre des traces et 2,0%.
La présence de Mo ou W n'est pas indispensable et Mo peut n'être présent que
sous forme de traces résultant de l'élaboration. Cependant Mo limite
l'adoucissement de
la martensite de la ZAT lors du dépôt. Mo et W sont favorables à une bonne
tenue à la
corrosion. Au-dessus de 2,0%, l'austénitisation serait gênée et le coût de
l'acier
inutilement augmenté.
Sa teneur en Cu est comprise entre des traces et 3,0%, de préférence entre des
traces et 0,5%.
Ces exigences sur Cu sont classiques pour ce type d'aciers. Dans la pratique,
cela
veut dire qu'un ajout de Cu n'est pas indispensable et que la présence de cet
élément
peut n'être due qu'aux matières premières utilisées. Une teneur supérieure à
0,5%, qui
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correspondrait à un ajout volontaire, peut cependant aider à
l'austénitisation. Au dela de
3% des problèmes de fissuration dans la zone fondue peuvent survenir.
Sa teneur en Ti + Nb + Zr + V + Ta est comprise entre des traces et 2%.
Ti est un désoxydant, comme Al et Si, mais son coût et sa moindre efficacité
que
celle de Al, à quantité ajoutée égale, rend son emploi en général peu
intéressant de ce
point de vue. Il peut avoir un intérêt en ce que la formation de nitrures et
carbonitrures de
Ti peut limiter la croissance des grains et influer favorablement sur
certaines propriétés
mécaniques et la soudabilité. Toutefois, cette formation peut être un
inconvénient dans le
cas du procédé selon l'invention, car Ti tend à gêner l'austénitisation du
fait de la
formation de carbures, et les TiN dégradent la résilience. Une teneur maximale
de 0,5%
est donc à ne pas dépasser.
V et Zr sont aussi des éléments susceptibles de former des nitrures dégradant
la
résilience. Zr, comme Ti, gêne l'austénitisation et c'est aussi une raison
pour limiter sa
présence.
Nb et Ta sont des éléments importants pour l'obtention d'une bonne résilience,
et
Ta améliore la résistance à la corrosion par piqûre. Mais comme ils peuvent
gêner
l'austénitisation, ils ne doivent pas être présents dans des quantités
dépassant ce que l'on
vient de prescrire.
La condition Ti + Nb + Zr + V + Ta comprise entre des traces et 2% est la
résultante de toutes ces considérations.
Sa teneur en Al est comprise entre des traces et 0,1%.
Al est utilisé comme désoxydant lors de l'élaboration. Il ne faut pas qu'après
la
désoxydation il en subsiste dans l'acier une quantité dépassant 0,1%, car il y
aurait un
risque d'avoir des difficultés à obtenir la microstructure martensitique.
Sa teneur en Co est comprise entre des traces et 0,5%. Cet élément est, comme
Cu, susceptible d'aider à l'austénitisation. Mais il est inutile d'en mettre
davantage que
0,5%, car l'austénitisation peut être assistée par des moyens moins coûteux.
Sa teneur en Sn + Pb est comprise entre des traces et 0,04%. Ces éléments ne
sont pas désirés car ils sont néfastes pour la solidification de la zone
fondue.
Sa teneur en B est comprise entre des traces et 0,01%.
B n'est pas obligatoire, mais sa présence est avantageuse pour la
trempabilité.
Son addition au-dessus de 0,01% n'apporte pas d'amélioration supplémentaire
significative.
Sa teneur en N est comprise entre 0,01% et 0,2%. C'est un élément qui aide à
l'austénitisation à partir de 0,01%, mais au-delà de 0,2 (3/0 il limiterait la
trempabilité.
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Et, comme on l'a vu et pour les raisons qui ont été dites, les relations A et
B
doivent aussi être satisfaites.
La satisfaction des conditions sur Ms, la dilatation pendant la transformation
martensitique et la dureté de la ZAT 6, dont on a vu qu'elles étaient des
éléments
importants pour la réussite du procédé selon l'invention, résultent
automatiquement du
couplage entre la composition et la microstructure telles qu'on les a
définies.
Selon l'invention, la composition du métal d'apport 2, 7, appelé à constituer
le
métal fondu 5, 12 puis les dépôts 3 formant le ou les éléments de renforcement
17, doit
répondre à la composition suivante :
* 0,01 (3/0 C 0.1`)/0 ;
* 0,01% N 0.2%
* 0,2% Mn 2,0%;
* 0.2 Si 1,2%;
* 15,0`)/0 Cr 19,0%;
* 6,0`)/0 Ni 13,0`)/0 ;
* traces Mo +W 3,0%;
* traces Cu 3,0%;
* traces Co 0,5%;
* traces B 0,01%;
* traces S + P 0,05%;
* traces Ti + Nb + Zr + V + Ta 2% ; de preference traces Ti + Nb + Zr + V +
Ta 1,0%;
* traces Sn + Pb 0,04%;
* le reste étant du fer et des impuretés résultant de l'élaboration.
Comme on l'a dit, il s'agit de la composition du métal d'apport 2, 7 sous
forme
solide (fil, ruban...) ou pulvérulente avant sa fusion et son dépôt sur la
pièce support 1.
Il s'agit d'un acier inoxydable de structure au moins majoritairement
austénitique.
La condition préférée sur la somme Ti + Nb + Zr + V + Ta aide à garantir qu'on
aura cette
structure majoritairement austénitique.
Cette composition doit d'abord conduire l'élément de renforcement 17 à remplir
correctement son rôle lors de l'utilisation de la pièce finale. Il doit, pour
cela, présenter
une bonne ductilité se traduisant par un allongement à la rupture d'au moins
15%, de
préférence entre 30 et 40%, et une structure métallurgique fine composée
essentiellement
d'austénite (au moins 80%), le reste étant de la ferrite et/ou des
carbonitrures, avec une
taille des grains inférieure à 300 11m, une bonne tenue à la fatigue
supérieure à 200 MPa
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et une bonne résistance K1c > 50 MPa.m1/2 à la propagation des fissures entre -
40 C et
+80 C (selon la norme ISO 12135).
Pour des utilisations à des températures plus hautes ou plus basses que ces
limites, la composition que l'on vient de citer serait aussi convenable, mais
il est
préférable que la teneur en C soit comprise entre 0,01 et 0,05% pour les
utilisations à
basses températures, afin d'avoir une austénite stable et une bonne ductilité
de la
martensite d'écrouissage éventuellement présente. Pour les utilisations à
hautes
températures, on privilégie les teneurs en C de 0,04 à 0,1% pour améliorer la
tenue à
chaud. Pour les hautes températures, on peut recommander l'acier AISI 321 et
l'acier AISI
304H, et pour les basses températures l'acier AISI 316L, l'acier AISI 305 et
l'acier AISI
304L, du moins les aciers relevant de ces classes de nuances et qui ont, de
plus, leurs
compositions précises dans les limites précédemment citées.
De plus, cette composition doit garantir, en conjonction avec le choix du
métal
support 1, que la dilution du métal d'apport 2 ou 7 dans le métal support 1
puisse
s'effectuer dans des conditions donnant accès aux résultats visés par
l'invention, en
combinaison avec la structure majoritairement austénitique (au moins 80%) de
la zone
fondue 21, La composition selon l'invention répond à ces critères.
La zone fondue 21, comme on l'a dit, est une zone où les deux métaux ont été
soumis à un processus de dilution. Le métal d'apport 2 ou 7 doit y représenter
de 50 à
95% en poids, de préférence 75 à 85% en poids.
Le taux de dilution est calculé par la formule suivante :
% Dilution = (%Ni (métal fondu 21) - %Ni (Métal support 1) ) / (%Ni (métal
d'apport 2 ou 7) - %Ni (métal support 1))
Typiquement, cette zone fondue 21 s'étend sur une profondeur de 200 lm
environ au droit du raidisseur 17 dans l'exemple représenté.
Le choix de la composition du métal d'apport 2, 7 et du pourcentage de
dilution
de celui-ci dans le métal de la pièce support 1, que l'on peut maîtriser
notamment par les
conditions dans lesquelles s'effectue le dépôt de métal fondu couplées aux
caractéristiques particulières de l'installation utilisée et déterminer à
l'aide de modèles et
d'expériences simples, permet de garantir que la solidification s'effectue
dans de bonnes
conditions et avec un bon résultat, à savoir une microstructure
majoritairement
austénitique mais pouvant contenir de la ferrite et/ou de la martensite en
moindre quantité
(< 20%), donc résiliente, qui garantit que le raidisseur 17 (de manière
générale, le dépôt
3) pourra être efficace et ne présentera pas une fragilité excessive au niveau
de sa
jonction avec la partie circulaire 14 de la bride 13 (et, de manière générale,
avec la pièce
support 1). On ne trouvera ainsi pas de gros grains ferritiques fragiles, pas
de fissuration
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à chaud, pas de phase sigma, et la dureté au niveau de cette jonction est de
fait inférieure
ou égale à 350 HV1. Sous cette zone fondue 21, on trouve la ZAT 6 d'une
profondeur de
300 m dont on a parlé précédemment. Sa composition est nominalement celle de
la
pièce support 1 avec les réserves que l'on a dites sur une possible diffusion
de certains
5
éléments comme le carbone ou l'azote, qui peut entraîner de petites variations
locales de
composition. Sa dureté Hv1 est cependant généralement diminuée par rapport à
la dureté
Hv1 du restant de la pièce support 1, d'un maximum de 20%, mieux d'un maximum
de
10%. Ces limites se retrouveraient également si on utilisait d'autres méthodes
de mesure
de la dureté.
10
Cette moindre dureté de la ZAT 6 par rapport au restant de la pièce support 1
est
due à l'échauffement subi par la ZAT 6 lors du dépôt de métal fondu au contact
du puits
liquide 5, 12. Lorsque la température dans la ZAT 6 dépasse 800 C environ, une
partie de
la martensite peut se transformer en austénite, et on a donc un adoucissement
de la
microstructure. Il serait très préjudiciable aux propriétés mécaniques de la
ZAT 6 que cet
15
adoucissement persiste, et il faut donc que lors du refroidissement de la ZAT
6, une
structure majoritairement martensitique soit restaurée (au moins 70% de
martensite), ce
pourcentage de martensite étant, de préférence, plus élevé dans la ZAT 6 que
dans le
restant de la pièce support 1 pour obtenir un état de contraintes résiduelles
compressif
relativement élevé dans la ZAT 6. Cela peut se faire si la température Ms de
début de
transformation martensitique du métal de la pièce support 1 est inférieure ou
égale à
500 C et supérieure à 100 C. Le résultat est que la ZAT 6 présente
effectivement un état
de contraintes résiduelles compressif, ce qui est plus favorable aux
propriétés
mécaniques de l'ensemble bride 13-raidisseur 17.
Le choix d'une nuance austénitique pour constituer le ou les raidisseurs 17,
en
lien avec la nuance martensitique de la pièce support 1, est motivé par la
présence de la
zone fondue 21 où a lieu une diffusion d'un métal dans l'autre. Le fait que
l'apport d'un
métal liquide se solidifiant en austénite soit réalisé sur un support solide à
structure
martensitique limite les possibilités de diffusion et garantit que la zone
fondue 21 ne sera
ni trop étendue, ni trop fragile.
Le procédé de formation des raidisseurs 17 (ou de tout autre forme d'éléments
de renforcement) par dépôt de métal fondu permet généralement, de façon
avantageuse,
de laisser ces éléments de renforcement bruts de solidification, sans qu'une
opération
d'usinage ou de surfaçage ultérieure soit nécessaire. La bonne satisfaction de
cette
caractéristique dépend largement de la précision avec laquelle l'opération de
dépôt est
pilotée par les organes de commande. Mais les appareils connus de dépôt de
métal fondu
qui ont été décrits précédemment sont déjà tout à fait aptes à obtenir cette
précision, et la
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mise en oeuvre de l'invention ne pose pas davantage de problèmes que ceux déjà
rencontrés et résolus par l'homme du métier dans l'art antérieur.
La figure 5 montre les résultats de mesures de dureté effectuées sur la
section
de la bride 13 et d'un raidisseur 17 des figures 3 et 4, telle qu'elle est
représentée sur la
figure 4. Les matériaux utilisés sont les suivants.
Pour la bride 13, la composition du métal est la suivante :
C (%) Mn (%) P (`)/0) S (%) Si (%) Al (%) Ni (`)/0) Or (`)/0) Ou (%) Mo (`)/0)
W (`)/0)
0,102 035 0,022 0,0006 0,40 0,002 0,093 12,004 0,044 0,01 0,007
Sn (`)/0) Nb (%) Ta (`)/0) V (%) Ii (%) Zr (`)/0 C o (%) Pb (`)/0) B (`)/0) N
(`)/0)
0,0002 0,106 traces 0,10 0,007 0,005 0,019 0,0006 0,0004 0,025
Avec A = 3,958 et B = 12,923, le reste étant du fer et des impuretés résultant
de
l'élaboration. La microstructure est 100% martensitique.
Pour le raidisseur 17, la composition du métal est la suivante, le reste étant
du
fer et des impuretés résultant de l'élaboration :
C (`)/0) Mn (%) P (%) S (%) Si (%) Al (%) Ni (`)/0) Or (`)/0) Ou (`)/0) Mo (%)
W (`)/0)
0,016 1,50 0,034 0,003 0,70 0,003 12,9 16,9 0,33 2,6
0,02
Sn (`)/0) Nb (%) Ta (`)/0) V (%) Ii (%) Zr (`)/0) C o (`)/0) Pb (%) B (`)/0) N
(%)
0,01 0,01 0,009 0,075 0,009 0,01 0,21 0,0001 0,0006 0,05
Sa structure est austénitique à plus de 90%, typiquement 98%, le reste étant
de
la ferrite delta. La granulométrie de la poudre initiale est comprise entre 45
et 90
Le procédé de formation du raidisseur 17 qui a été utilisé est le dépôt de
poudre
fondue par faisceau laser. Un laser YAG de 600 W avec une protection gazeuse
par
argon a été utilisé. La vitesse de dépôt est de 500 mm/min.
On a effectué des mesures de la dureté HO à différents endroits, distants de
0.2
mm et répartis sur l'axe de la section longitudinale du raidisseur 17, sur la
hauteur de la
partie circulaire 14 de la bride 13 dans le prolongement de l'axe du
raidisseur 17, et
jusqu'à 2 mm sous la surface de la partie circulaire 14 de la bride 13 de part
et d'autre du
raidisseur 17, dont une dans la zone fondue 21 et trois dans la ZAT 6. On a
aussi effectué
des mesures sur l'épaisseur de la bride, au voisinage de sa périphérie. La
figure 5 montre
les lieux de mesure de la dureté HO et les duretés qui y ont été mesurées.
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Il s'avère que le métal constituant la partie circulaire 14 de la bride 13
présente
une dureté moyenne de 386 HO . Cette dureté peut présenter une certaine
dispersion,
comme il est habituel. La dureté mesurée dans la ZAT 6 n'est qu'un peu en-
dessous de
cette moyenne.
Le métal constituant le raidisseur 17 présente une dureté relativement
homogène, entre 158 et 192 HO , la valeur la plus élevée étant mesurée vers la
base du
raidisseur.
La dureté mesurée dans la zone fondue 21 est de 208 HO , donc un peu
supérieure à la dureté du raidisseur 17, ce qui tend à confirmer que la zone
fondue 21
résulte de la diffusion du métal d'apport dans le métal de la pièce support,
et que la
proportion du métal d'apport y est majoritaire, dans le cas présent même très
majoritaire
comme cela est préféré pour une bonne solidarisation du raidisseur 17 et de la
partie
circulaire 14 de la bride 13.
Les figures 6 et 7 (celle-ci étant une partie grossie de la figure 6)
présentent une
micrographie de la partie inférieure du raidisseur 17 et de sa zone de
raccordement avec
la partie circulaire 14 de la bride 13, après une attaque chimique.
On y distingue que le raidisseur 17 est composé d'une superposition de couches
de métal initialement fondu, d'épaisseur de 300-400 lm environ chacune, et qui
s'interpénètrent sur environ 50% de leur épaisseur. Cette interpénétration
forte garantit
que le raidisseur 17 ne sera pas particulièrement sujet à une rupture au
niveau d'une
interface entre couches. A noter que dans le cas où on utiliserait non pas une
formation
du raidisseur 17 par dépôt de poudre fondue par laser, mais par un procédé
d'apport de
métal fondu par un fil 7 ou un ruban et une torche 8, on retrouverait une
telle
superposition de couches, mais sur une épaisseur pouvant être plus importante,
de l'ordre
de 1 mm.
On distingue également bien la zone fondue 21 et la ZAT 6 dont l'épaisseur est
de 350 lm environ et qui entoure la zone fondue 21 sur toute la périphérie de
celle-ci, y
compris jusqu'à la surface de la partie circulaire 14 de la bride 13.
La figure 8 est un autre agrandissement d'une portion de la figure 6, et
montre
les résultats de mesures de la dureté Hv 0,1 (et non de la dureté HO comme sur
la figure
5, comme les points de mesure sont, ici, plus rapprochés et que dans ce cas,
conformément à la norme ISO 6705, on diminue la charge imposée), effectuées
sur l'axe
longitudinal du raidisseur 17 dans son extrême partie inférieure, et, dans le
prolongement
de cet axe, sur la zone fondue 21, la ZAT 6 de la partie circulaire 14 de la
bride 13 et une
portion de la partie circulaire 14 de la bride 13 non affectée par la chaleur
dégagée lors du
dépôt du métal du raidisseur 17. Les points de mesure sont distants de 100
iim.
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On observe des résultats qui, qualitativement, confirment ceux de la figure 5
en
les affinant. On voit qu'a l'extrémité basse de la zone fondue, on a une
dureté de 250
Hv0,1, contre environ 200 Hv0,1 dans le raidisseur 17 et la partie haute de la
zone
fondue, suite à la dilution du métal d'apport dans la pièce support. Puis,
lorsqu'on traverse
la ZAT où il n'y a pas eu de dilution significative du métal d'apport dans le
métal de la
bride 13, la dureté augmente progressivement, mais il s'avère que la dureté de
la ZAT
n'est pas inférieure de plus de 20% à la dureté la plus élevée mesurée dans la
partie
circulaire 14 de la bride 13, à des profondeurs situées hors de la ZAT.
La dilution des matériaux l'un dans l'autre a également été mesurée dans ce
même exemple de mise en oeuvre de l'invention. La figure 6 montre les lieux où
des
analyses quantitatives de la composition chimique par microscopie électronique
à
balayage ont été effectuées. Les points dits spectre 9, 10, 11 sont situés
sur le
raidisseur 17 et sont représentatifs de sa composition nominale. Les points
dits spectre
15, 16, 17 sont situés dans la partie circulaire 14 de la bride 13, et dans
une zone non
affectée chimiquement et thermiquement par l'addition de métal fondu, et ils
sont
représentatifs de la composition nominale de la bride 13. Les points dits
spectre 12, 13,
14 sont situés à l'extrémité inférieure de la zone fondue 21, et on peut en
déduire la
dilution des matériaux l'un dans l'autre en comparant les mesures qui y sont
réalisées
avec les compositions nominales de la bride 13 et du raidisseur 17 déterminées
par les
autres mesures, en appliquant à cet effet la formule vue précédemment.
Les résultats de ces analyses sont reportés dans le tableau 1 suivant. On n'y
a
reporté que les teneurs en éléments principaux des éléments Cr, Ni et Mo pour
apprécier
la variation de la composition chimique dans les différentes zones du matériau
de la bride
13 jusqu'au matériau du raidisseur 17.
La dilution du Ni telle que définie plus haut est prise comme référence du
fait que
la teneur en Ni est toujours franchement différente dans les deux métaux en
jeu, est de
78%. Les dilutions des autres éléments ne sont d'ailleurs, en fait, pas très
différentes de
celle du Ni, qui apparaît donc comme tout à fait représentative du phénomène
de dilution
en général.
Raidisseur Zone fondue Bride
Spectre Spectre Spectre Moyenne Spectre Spectre Spectre Moyenne Spectre
Spectre Spectre Moyenne Dilution
9 10 11 12 13 14 15 16 17
Cr% 16,77 17,54 17,90 17,40 16,94 17,09 15,71 16,58
11,65 11,23 11,66 11,51 86%
Ni% 12,34 12,72 13,64 12,90 10,21 10,08 10,32 10,20
0,11 0,56 0,60 0,42 78%
Mo% 2,55 2,67 2,37 2,53 1,88 2,13 1,96 1,99 0,14
0,62 traces 0,25 76%
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Tableau 1 : compositions du métal mesurées sur le raidisseur et la bride selon
la figure 9,
et dilution de la bride dans le raidisseur
On va à présent décrire un essai de référence, dans lequel on a utilisé pour c
la
partie circulaire 14 de la bride 13 un acier de la composition suivante, non
conforme à
l'invention :
C (%) Mn (%) P (%) S (%) Si (%) Al (%) Ni (%) Or (%) Ou (%) Mo (%) W (%)
0,23 1,16 0,017 0,0006 0,28 0,057 0,025 0,17 0,025 0,006 0,0001
Sn (%) Nb (%) Ta (%) V (%) Ti (%) Zr (%) C o (%) Pb (%) B (%) N (%)
0,0001 0,001 traces 0,004 0,04 traces 0,008 traces 0,0002 0,0037
Le métal est de structure martensitique à 100% d'une dureté 475 HV1 mais ne
respecte pas la condition B puisque A = 8,1% et B = 0,5%.
Pour le raidisseur 17 : la composition et la structure de la poudre sont
identiques
et les conditions de dépôts similaires à ce qui a été décrit pour l'essai
selon l'invention.
La dureté dans la ZAT 6 chute de 32% à 325Hy1 soit une chute supérieure au
maximum de 20% qui est typique de l'invention, la microstructure n'est plus
suffisamment
martensitique (60%) et s'est adoucie par formation de bainite/ferrite/perlite.
La
transformation martensitique n'a pas compensé le retrait de la zone fondue. La
zone
fondue est majoritairement austénitique avec un peu de martensite et montre
une dilution
du Ni très proche de 80%, ce qui prouve que la condition d'une dilution du Ni
de 50 à 95%
n'est pas une condition suffisante pour l'obtention des bons résultats
représentatifs de
l'invention. La ZAT présente donc une résistance mécanique trop faible du fait
d'une mise
en compression insuffisante de la base du raidisseur 17. Par ailleurs, la
martensite de la
zone fondue est d'un type fragile car riche en C et il y a la possibilité
d'une solidification
en phase austénitique primaire de la zone fondue, d'où des risques de
fissuration à
chaud.
L'exemple de mise en oeuvre de l'invention qui a été présenté, relatif à une
bride
de fixation d'un tube n'est qu'un exemple simple et non limitatif. La figure
10 représente
un bras de suspension 22 fabriqué à partir d'une préforme découpée et emboutie
23, et
auquel on a jouté des raidisseurs 24, 25, 26 (et d'autres non référencés sur
la figure 10)
par le procédé selon l'invention.
De manière générale, l'invention peut trouver une application dans le domaine
de
la fabrication de pièces de structure, notamment dans des véhicules terrestres
et des
aéronefs, du fait qu'il est facilement possible, grâce à elle, de réaliser des
pièces de
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différentes propriétés de résistance et optimisées en poids à partir d'une
même pièce
support, rien qu'en modulant la morphologie des éléments de renforcement
ajoutés par le
procédé selon l'invention.
