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Wear, 98 (1984) 21 - 44 21 INFLUENCE DE LA MICROSTRUCTURE SUR L’ANGLE D’ATTAQUE CRITIQUE DE DIVERS MATERIAUX G. HUARD et M. FISET Dipartement de Mines et Mktallurgie, Universitk Laval, Que’bec GlK 7P4 (Canada) (Rey le 2 fkvrier 1984; accept6 le 24 aoft 1984) Resume Un microscope goniometrique a et4 modifie pour evaluer les forces mises en jeu lors du rayage d’un materiau. La connaissance de ces forces permet de calculer un coefficient de frottement apparent dont les variations en fonction de l’angle d’attaque servent 1 situer la region de transition et l’angle critique propre au materiau. Une etude photographique des rayures a corrobore les resultats obtenus avec cet appareil pour un acier de com- position eutectoi’de et certains metaux puns. Les angles critiques sensiblement Cgaux manifest& par les metaux purs Ctudies semblent appuyer la linearite de la relation entre leur resistance 1 l’abrasion et leur duretd. Toutefois, la diminution observee de l’angle critique des aciers correspondant a une augmentation de leur durete joue contre cette linearite et explique plutot l’allure sigmoi’dale de cette relation. La ductilite ne parait jouer aucun role preponderant sur ce phenomene, con- trairement a l’hypothese formulee par certains chercheurs. Par contre, le coefficient d’ecrouissage peut y etre relic en supposant que le materiau doit atteindre un &at de deformation critique avant de pouvoir former un co- peau, &at plus facilement atteint par un acier dur a faible coefficient d’e- crouissage. Summary A goniometric microscope has been modified to evaluate the forces brought into play during the scratching of materials by a single point. Knowing these forces, it is possible to calculate a pseudo-coefficient of friction which varies with the angle of attack. These variations allow us to determine the region of transition and the critical angle of attack of the material investigated. Critical angles of attack for pure metals looked equal and explain the linear relationship between the resistance to abrasion and hardness. How- ever, in the case of steel, the angle of attack decreases as the hardness in- creases, explaining the sigmoid curve of the resistance to abrasion of these materials. Ductility seems to play no significant role in this reduction in 0043-1648/84/$3.00 @ Ekevier Sequoia/Printed in The Netherlands

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Wear, 98 (1984) 21 - 44 21

INFLUENCE DE LA MICROSTRUCTURE SUR L’ANGLE D’ATTAQUE CRITIQUE DE DIVERS MATERIAUX

G. HUARD et M. FISET

Dipartement de Mines et Mktallurgie, Universitk Laval, Que’bec GlK 7P4 (Canada)

(Rey le 2 fkvrier 1984; accept6 le 24 aoft 1984)

Resume

Un microscope goniometrique a et4 modifie pour evaluer les forces mises en jeu lors du rayage d’un materiau. La connaissance de ces forces permet de calculer un coefficient de frottement apparent dont les variations en fonction de l’angle d’attaque servent 1 situer la region de transition et l’angle critique propre au materiau. Une etude photographique des rayures a corrobore les resultats obtenus avec cet appareil pour un acier de com- position eutectoi’de et certains metaux puns.

Les angles critiques sensiblement Cgaux manifest& par les metaux purs Ctudies semblent appuyer la linearite de la relation entre leur resistance 1 l’abrasion et leur duretd. Toutefois, la diminution observee de l’angle critique des aciers correspondant a une augmentation de leur durete joue contre cette linearite et explique plutot l’allure sigmoi’dale de cette relation. La ductilite ne parait jouer aucun role preponderant sur ce phenomene, con- trairement a l’hypothese formulee par certains chercheurs. Par contre, le coefficient d’ecrouissage peut y etre relic en supposant que le materiau doit atteindre un &at de deformation critique avant de pouvoir former un co- peau, &at plus facilement atteint par un acier dur a faible coefficient d’e- crouissage.

Summary

A goniometric microscope has been modified to evaluate the forces brought into play during the scratching of materials by a single point. Knowing these forces, it is possible to calculate a pseudo-coefficient of friction which varies with the angle of attack. These variations allow us to determine the region of transition and the critical angle of attack of the material investigated.

Critical angles of attack for pure metals looked equal and explain the linear relationship between the resistance to abrasion and hardness. How- ever, in the case of steel, the angle of attack decreases as the hardness in- creases, explaining the sigmoid curve of the resistance to abrasion of these materials. Ductility seems to play no significant role in this reduction in

0043-1648/84/$3.00 @ Ekevier Sequoia/Printed in The Netherlands

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the critical angle of attack. In contrast, the strain hardening coefficient could be responsible for this variation, if the material has to attain a critical defor- mation state before forming a chip. The deformation needed would be attained more easily by a hard steel than by a softer one.

1. Introduction

La resistance i I’usure d’un materiau a souvent et& associee d’instinct a sa durete. Une relation lineaire entre ces parametres a ete etablie par Krushchov [ l] pour les metaux et les aciers recuits qui se cornportent de facon similaire.

Le cas des aciers trempes et revenus est semblable a celui des metaux purs. Cependant, la droite observee presente une pente moins prononcee et rencontre celle des metaux purs aux coordonnees de l’etat recuit.

Les observations subsequentes de Richardson [Z] sont similaires i celles de Krushchov mais les aciers trempes et revenus s’echelonnent plutot sur une courbe sigmoi’dale.

Les experiences de Mutton et Watson [ 31 apportent quelques precisions supplementaims. La resistance a l’abrasion des metaux purs reste propor- tionnelle a leur durete. Bien que les chercheurs aient suppose que tout le mat&au deplace par les particules abrasives etait arrachd de l’echantillon, leurs observations des surfaces u&es mettent en evidence une grande quan- tite d’ecoulement plastique. Le mecanisme en cause semble ainsi plus pres du labourage oti le ddplacement du materiau de chaque cot& des pointes abrasives conduit 1 un taux d’usure inferieur a celui predit theoriquement. De ce point de vue, la relation lineaire observee experimentalement parait fortuite puisqu’elle suppose pour tous les metaux purs une meme proportion d’enlevement de materiau.

Pour ce qui est des aciers, Mutton et Watson [3] ont observe une courbe d’allure sigmoi’dale plus prononcee. 11s ont suggere, apres un examen au microscope a balayage des surfaces rayees, que la proportion des parti- cules coupantes d’un papier abrasif pourrait etre plus grande pour un acier dur, d’oti une moins bonne resistance a l’usure. En outre, le modele associe a l’equation lineaire decrirait mieux le mecanisme d’abrasion d’un acier dur que celui d’un metal tris ductile a cause de la moins grande deformation plastique encourue.

Goddard et collegues [4, 51 avaient CtC les premiers h avoir identifie au microscope deux mecanismes d’abrasion distincts, soit la formation d’un copeau (la coupe) et le deplacement de materiau sur les bords des sillons (le labourage). Mulhearn et Samuels [6] avaient tire par la suite plusieurs conclusions theoriques interessantes basees sur l’analyse de l’action indivi- duelle de chaque grain abrasif. 11s not&rent que le passage du mecanisme de labourage a celui de coupe se produit assez brusquement. L’angle auquel il survient est appele “angle d’attaque critique”.

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En 1963, Sedriks et Mulhearn [7] proposerent une methode d’eva- luation de l’angle d’attaque critique basee sur la mesure de la force hori- zontale en jeu durant le rayage des materiaux. La theorie derive d’une analyse des forces agissant lors de la coupe des metaux [8] et d’une htude de la friction [9]. Elle conduit a l’elaboration de deux equations distinctes reliant les sections des rayures a l’angle d’attaque de la pointe abrasive. L’intersection de ces deux courbes correspondrait a l’angle d’attaque critique.

Dans une etude posterieure, Sedriks et Mulhearn [lo] confirmaient la presence d’ecrouissage lors de la production d’un copeau d’abrasion. 11 serait en outre de plus en plus important a mesure qu’augmente l’angle d’attaque.

Une recherche de Murray et al. [ll] amorcait enfin un lien entre la theorie de l’angle d’attaque critique et l’effet de la durete sur la resistance a l’abrasion. Les courbes qu’ils ont obtenues sont semblables a celles rap- portees auparavant par Mutton et Watson [3] : celle des metaux purs est une droite tandis que celle des aciers presente une allure sigmoi’dale.

Les chercheurs ont par ailleurs raye du cuivre, un acier 1040 et un acier 1082 i l’aide d’une pyramide en diamant et differents cones de car- bure. Trois angles d’attaque ont 6th employ&: 30”, 60” et 90”. Tandis qu’ils determinaient un angle critique approximatif entre 30” et 60” dans le cas du cuivre, valeur comparable a celle de 45” f 5” publiee par Sedriks et Mulhearn [lo], leurs evaluations dans le cas des aciers different totalement de celles de Mulhearn et Samuels [ 61: entre 30” et 60” pour l’acier 1040 et 20” et 30” pour l’acier 1082 par les premiers contre environ 90” pour un acier 1035 par les seconds.

Leurs essais avec des pointes pyramidales suggerent chez les aciers une diminution d’angle d’attaque critique reliee a une augmentation de durete et supposent un plus grand nombre de particules en position de coupe com- pensant la moins grande profondeur de penetration, d’oti une resistance i l’abrasion moindre que celle prevue par une relation lineaire.

Les aciers a l’etat recuit se cornportent done comme les metaux purs oti le labourage est predominant. Par contre, i l’etat trempe, ces memes aciers sont plus susceptibles 5 une usure par coupe. Les raisons precises de ce comportement restent indeterminees. 11 en va de meme du fait que ce phenomene ne semble pas se manifester chez les metaux purs. Des proprietes autres que la durete doivent done dtre considerees et Murray et al. [ll] suggerent d’examiner l’effet de la ductilite.

Par ailleurs, l’importance de la deformation plastique subie par les materiaux durant le rayage devrait jouer un role sur la valeur du coefficient de frottement apparent. Dans une mesure simple de ce coefficient, les deux surfaces en contact ne subissent qu’une faible deformation plastique limitke aux asp&-it& des surfaces. Or, on sait que dans l’abrasion la formation d’un copeau donne lieu i une forte deformation au voisinage de la rayure, parti- culierement en avant de la pointe, qui doit modifier le rapport des forces tangentielle et normale.

Selon que le mecanisme d’usure est le labourage ou la coupe, le mate-

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riau se dirigera de preference sous la pointe, vers ses cot& ou vers le haut. Un copeau glissant sur la face operante de la pointe exercera une force tangentielle plutot dirigee vers le haut, comme l’avaient suppose Sedriks et Mulhearn [7]. Par contre, le dkplacement de materiau de chaque cot.6 et sous la point-e durant le labourage g&r&e idealement une force tangentielle resultante vers le bas. En pratique, il y a formation d’un bourrelet en avant de la rayure et la force posdde une composante plus ou moins importante vers le haut. On peut imaginer que cette derniere sera preponderante lors de la coupe.

Con&quemment, il semble peu probable que le coefficient de frotte- ment apparent calcule par rapport a la surface de contact entre la pointe abrasive et le matdriau ray6 reste le m6me dans les cas de coupe et de labou- rage. 11 devrait en principe varier avec le mecanisme d’abrasion et l’angle d’attaque.

Cela laisse croire que sa mesure a plusieurs angles d’attaque pourrait faciliter la determination de l’angle critique et, peut-etre, determiner la re- gion de transition observee par Sedriks et Mulhearn [7] et Doyle et Samuels [ 121. La determination de cet angle d’attaque critique sur divers specimens d’acier trait& de facon i presenter des ductilitb differentes pour une meme durete et une meme ductilite pour diverses duretb permettrait de verifier l’hypothese de Murray et al. [ll] concernant I’effet de la ductilite sur le changement de mecanisme.

Fig. 1. Sch6ma de l’appareil utilisk pour nos tests de rayage.

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2. M&rode experimentale

2.1. Tests de rayage L’appareil utilise pour les tests de rayage est un microscope goniome-

trique modifie de faGon $ pouvoir mesurer les forces appliquees durant les essais. On peut en voir un schema 1 la Fig. 1 oti chaque composante a 6th identifiee. La par-tie optique du microscope a QtC remplacee par un capteur de force au bout duquel est fixhe une pointe en carbure de tungstene. Ce premier capteur mesure la force F, selon l’axe de l’outil. L’echantillon est depose sur une table munie d’un roulement a billes fix&e a la platine de l’appareil et reliee a un second capteur evaluant la force horizontale F, dans la direction du mouvement de l’bchantillon. La possibilite de basculer la tEte du microscope permet de varier l’angle d’attaque. La connaissance de F, et F, servira au calcul du coefficient de frottement apparent. Leurs va- leurs sont continuellement transmises h une table tracante munie de deux Bchelles verticales permettant de suivre l’evolution de chacune des forces a mesure que la pointe avance sur l’echantillon. Ce mouvement est assure manuellement a l’aide de la vis micrometrique servant au deplacement de la platine. La transmission du deplacement de la pointe aux plumes de la table est effectuee au moyen d’une resistance potentiomdtrique fix&e contre la platine. La vitesse de rayage est tres basse, de l’ordre de 0,2 mm s-l. La seconde vis micrometrique sert 1 deplacer l’echantillon de man&e ti le rayer avec un nouvel angle d’attaque sur une surface vierge.

Tous les echantillons sont ray&s trois fois i des angles d’attaque de lo”, 20”, 30”, . . . jusqu’a ce que soit atteint un angle oh il y a grippage de la pointe dans le materiau. Neuf lectures ont ensuite 6th relevdes sur chacun des traces de F, et F, , correspondant h neuf endroits determines le long de la rayure. On a conside& pour le calcul de /.L les moyennes de ces lectures. Trois evaluations independantes du coefficient de frottement apparent sont done r&h&es pour chaque angle CY et leurs moyennes se retrouvent enfin sur les graphiques.

2.2. Tests de rksistance a’ l’abrasion Les tests de resistance a l’abrasion ont et& realis& avec un appareil a

courroie abrasive semblable a celui pr&entG par Nathan et Jones [13]. La charge appliquee Ctait de 4,0 kgf sur des echantillons dont la surface d’abra- sion mesurait 25,0 mm par 2,5 mm. La vitesse de la courroie etait d’environ 0,08 m s-l et la grosseur moyenne des particules abrasives de carbure de silicium, de 110 pm. Les materiaux testes et le fer de reference ont kte abra- sb sur une distance de 6,l m. Les pertes de volume par unite de longueur ont ete considerees pour le calcul des resistances a l’abrasion. Deux essais ont 6th effectues sur deux courroies differentes pour chacun des materiaux.

2.3. Observations au microscope La verification de la correspondance entre les courbes des coefficients

de frottement apparents et les m&rnismes de rayage a Bte faite 1 l’aide d’un

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microscope electronique i balayage. Apres chaque serie de rayures, on a observe en detail la morphologie des sillons et fait des rapprochements avec l’allure de la courbe de p en fonction de l’angle d’attaque.

2.4. Ma tkriaux test& Le cuivre a Cte le premier metal pur sur lequel des mesures ont ete

prises. Sa durete Vickers etait de 43 HV. Le molybdene et le tungstene ont ete choisis pour completer l’etude des metaux purs i cause de leur durete Vickers respective de 204 HV et 468 HV, plus Clevee que celle du cuivre. Le tungstene, en particulier, fournissait aussi un point de comparaison avec les aciers.

La selection des aciers pour les tests de rayage visait un but bien precis, soit l’etude de l’effet de la microstructure sur la valeur de l’angle d’attaque critique d’un acier de composition don&e. L’acier eutectoi’de 1080 fut choisi parce qu’il pouvait 6tre trait4 de facon a presenter une microstructure totalement perlitique, bainitique ou de martensite revenue.

Les deux variables nous interessant chez ce dernier materiau Ctaient la durete et la ductilite. 11 s’agissait alors de le traiter thermiquement de fa- Con a obtenir des pieces de meme durete mais de ductilites differentes et vice versa. Ces contraintes furent respectees par des traitements de perlitisa- tion, de trempe bainitique, de trempe et de revenu. Le Tableau 1 donne les details de ces traitements en par-allele avec les duretes et les ductilites qui en ont result&

TABLEAU 1

Traitements thermiques et duretes des Bchantillons d’acier 1080 soumis aux tests de rayage

Identification de l’e’chantillon

Traitement thermiquea Allongement ri la rupture (%)

Duretk Vickers

(HV)

B320

P597

P696

MR200

MR400

MR510

MR650

A, 800 “C (1 h); B,

320 “C (30 min) A, 800 “C (1 h); P, 597 “C (1 h 40 min)

A, 800 “C (1 h); P, 696 “C (2 h)

A, 800 “C (1 h); trempe 1 I’eau; R, 200 “C (1 h)

A, 800 “C (1 h); trempe

h l’eau; R, 400 “C (1 h) A, 800 “C (1 h); trempe a l’eau; R, 510 “C (1 h)

A, 800 “C (1 h) ; trempe 1 l’eau; R, 650 “C (1 h)

5 487

17 343

17 239

12 751

13 504

16 349

21 262

=A, austenitisation; B, trempe bainitique; P, perlitisation; R, revenu.

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La perlitisation de l’acier 1080 a 597 et 696 “C permet d’obtenir des Qchantillons de duretes fort differentes conservant toutefois des ductilites comparables d’environ 17% d’allongement a la rupture. La reduction de section varie par contre beaucoup, passant de 42% a 34% [ 141. La formation de bainite a 320 “C resulte en un echantillon de durete plus ClevCe que celle de la perlite. L’allongement h la rupture est aussi de beaucoup inferieur (aux environs de 5%) d’apres Avner [ 151) contrairement a la reduction de section (46%). Le revenu de l’acier martensitique a des temperatures appropriees peut donner des duretes voisines de celles de la perlite ou de la bainite, tout en procurant des microstructures absolument differentes. Les ductilites different cependant: de 13% a 21% d’allongement a la rupture et de 35% i 50% en termes de reduction de section [16].

2.5. Calcul du coefficient de frottement apparent L’appareil de rayage decrit preckdemment permet de mesurer les forces

F, parallele a la surface de l’echantillon et F, dirigee selon l’axe de l’outil. Le calcul des forces tangentielles F, et normale F, & la face operante de la pointe ainsi que celui du coefficient de frottement apparent p sont bases sur une analyse geometrique semblable a celle de Merchant [8] et reprise plus tard par Sedriks et Mulhearn [7, lo]. On peut montrer, en se reportant 1 la Fig. 2, que les forces F, et F, sont don&es par les relations suivantes:

F, = -F cos y (1)

F, = F sin y (2)

Oi

F = (F,* + F,2)1’2

Fig. 2. Relation entre les forces agissant sur I’outil lors de I’abrasion, d’aprk Merchant

[aI.

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(4)

On peut ainsi calculer la valeur de /A:

-F cos 7

F sin y = -cot7 (5)

Un coefficient de frottement apparent negatif signifie que la force tangentielle a la face operante est dirigee vers le bas. Ceci est possible dans les cas de labourage a de tres faibles angles d’attaque.

3. Resultats et observations

3.1. Rapprochement entre la courbe p = ~(a) et les observations faites pour le cuivre

Sedriks et Mulhearn [lo] ont publie leur evaluation des angles d’atta- que critiques de plusieurs materiaux. Celle-ci est faite 1 partir de la mesure de la section des rayures pour chaque angle d’attaque de la pointe. Le cuivre leur a servi d’exemple pour montrer la precision de leur mdthode et le gra- phique qu’ils ont donnd de A = A(cY) est reproduit a la Fig. 3.

La Fig. 4 donne le graphique du coefficient de frottement apparent /J en fonction de cy 1 partir de nos don&es. La valeur de /J augmente avec l’angle d’attaque mais on note la presence d’un plateau oh il reste constant. La courbe peut done etre divisee en trois parties qui sont, dans ce cas-ci, la region comprise entre cx = 10” et QI = 30” ou /A augmente graduellement, celle entre 30” et 40” avec /A constant et, enfin, celle oti (Y est plus grand que 40”, lorsque le coefficient est de nouveau croissant.

20 40 60 00 100 120

ANGLE O’ATTAOUE Oc (degre’s)

Fig. 3. Courbe des sections des rayures en fonction de l’angle d’attaque obtenues pour le cuivre par Sedriks et Mulhearn [ 10 1.

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0.9

t 0.8 k

5

t;’ 2 0.6

t 0.5 t- ifi

0.7 t

0.4

E 0.3 I- g 0.2

2 0.1

5 -0.1 W 3 -0.2 iz

“w 8

-0.3 1 -0.4

-0.51, , , , , , , , , , ,j

0 IO 20 30 40 50 60 70 80 90 100 ANGLE D’ATTAQUE CC

Fig. 4. Courbe du coefficient de frottement apparent obtenu pour le cuivre en fonction de l’angle d’attaque d’aprh nos tests de rayage.

Fig. 5. Rayure produite sur le cuivre par labourage avec un angle d’attaque de 20”.

La correspondance entre nos resultats et ceux de Sedriks et Mulhearn [lo] est interessante. L’allure des courbes est la meme et l’angle oy, deter- mine sur notre courbe correspond a la valeur de 45” qu’ils ont publiee.

Quelques photographies prises au microscope 1 balayage montrent la morphologie des sillons. La premiere (Fig. 5) correspond a un angle

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Fig. 6. Rayure produite sur le cuivre par coupe avec un angle d’attaque de 50”.

Fig. 7. Rayure produite sur le cuivre avec un angle d’attaque de 35” (rkgion de transition).

d’attaque de 20”. Le mecanisme d’abrasion agissant dans ce cas est le labou- rage. Le sillon, tout comme les born-relets, est regulier. Aucun copeau n’est produit: le materiau deplace en avant de la pointe presente plutot la forme d’un leger renflement. La deuxieme photographie (Fig. 6) illustre le cas de la coupe lorsque (Y = 50”. Les bords du sillon sont irreguliers et la presence du copeau confirme le caractere plus destructif de l’abrasion i grand angle d’attaque. La region intermediaire est illustree par la photographie de la Fig. 7 (a = 35”). On y voit les bords fortement endommagb et irreguliers de meme qu’une proue qui tend a se detacher. Le mode d’abrasion qui

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prevaut dans cette region semble plus complexe que le labourage ou la coupe.

3.2. Interprktation de la cow-be p = I La variation du coefficient de frottement apparent avec l’angle d’atta-

que et les photographies des rayures semblent confirmer l’idee concernant la nature du d&placement du materiau autour de la pointe abrasive. Les trois regions distinctes de la courbe p = p(a) du cuivre donnee a la Fig. 4 peuvent etre interpretees de la facon suivante.

La region I (10” < o! < 30”) est celle oti le labourage constitue le prin- cipal mecanisme d’abrasion. Au tout debut de la region, le deplacement du materiau semble se faire vers le dessous de la pointe et, selon notre con- vention de signe, la valeur de /J est negative. Peu Q peu, le materiau se deplace vers le haut et forme la proue, augmentant ainsi le coefficient p qui prend des valeurs positives.

La region II est la zone de transition entre le labourage et la coupe. La proue, devenue t&s importante, a maintenant tendance i se rompre et a former des debris d’usure. Ce phenomene a recemment 6th observe avec des Cchantillons de Plasticine par Spurr [17]. Le schema qu’il fournit dans son article ressemble i ce qui a et6 observe pour le cuivre dans cette region de transition. 11 semble que les cot& de la proue deviennent tellement minces qu’ils ne peuvent plus supporter la contrainte imposee par le depla- cement de la pointe. 11s se dechirent alors et les particules ainsi produites sont des segments de proue de forme prismatique. Le fait que ces debris soient detaches de la surface les rend difficilement observables. Ce pheno- mene serait control6 par les efforts de traction et, dans des conditions identiques, il se produirait plus tot chez les materiaux fragiles qui ne peu- vent supporter un effort aussi important que les materiaux ductiles.

La region III est celle oh se manifeste la coupe. L’angle d’attaque mi- nimum de cette region doit done Etre interpret6 comme &ant l’angle d’atta- que critique du materiau. La valeur de 40” relevee pour le cuivre est tres pres de celle que donnent Sedriks et Mulhearn [lo].

3.3. R&&tats et observations sur d’autres mate’riaux Les courbes du coefficient p en fonction de l’angle d’attaque pour

les autres materiaux sont toutes semblables i celle du cuivre. Le Tableau 2 donne les limites des regions de transition pour chacun; (Y,’ est l’angle limite inferieur du plateau et cr, en est la limite superieure, c’est-a-dire l’angle d’attaque critique. Ces parametres sont port& en graphique en fonction de la durete aux Figs. 8 et 9.

La Fig. 8 montre qu’en ce qui concerne’ les metaux purs Ctudies, l’angle (Y, varie tres peu. L’observation au microscope indique toutefois que les mecanismes d’abrasion different et que la rupture parait jouer un role plus important chez les materiaux durs.

Les aciers se comportent differemment des metaux purs. La Fig. 9 fait ressortir une relation lineaire entre o et la durete des Cchantillons.

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TABLEAU 2

Limites des regions de transition des materiaux ray& avec la pointe de 45” d’ouverture

Matkriau %’ (c&c) QI, (de)

cu 30 MO 40 W 31 B320 23 P597 33 P696 42 MR200 20 MR400 30 MR510 20 MR650 40

40 50 39 43 48 61 30 44 40 50

; go- , I I I I I I

‘d 80- L _ 70- 0

_” 60- 8 LJ =0-

g 40- l .

5 30- o 0

!j 20-

8 IO- L _u O_ 3 s B D 1 II I I I _

Y 0 100 200 300 400 500 600

P OURETt VICKERS (Ii’d

a

Fig. 8. Graphique de l’angle d’attaque critique en fonction de la durete des metaux purs, d’apres nos resultats: 0, debut de la region de transition; 0, angle d’attaque criti- que, fin de la region de transition.

4. Discussion i propos des tests de rayage

4.1. Angle d’attaque des me’taux purs La theorie de Mulhearn et Samuels [6] suppose que pour tous les

metaux purs il y a une meme fraction de particules abrasives susceptibles de donner lieu a la formation d’un copeau. Cette hypothese est necessaire afin de respecter la relation lineaire observee depuis longtemps entre leur resistance 1 l’abrasion et leur durete. En negligeant l’effet des bourrelets

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4 -

a ’ 6 ’ 2k ’ ‘I:0 ’ 6bO ’ 6dO ’ Id00 !5

f

DURETi WV)

Fig. 9. Graphique de l’angle d’attaque critique en fonction de la duretk des aciers, d’a- p&s nos rbsultats: 0, debut de la region de transition; 0, angle d’attaque critique, fin de la region de transition.

lateraux et l’enlevement de materiau par labourage, le taux d’usure serait proportionnel a la section des sillons creuses par les particules produisant des copeaux.

Le graphique de la Fig. 8 montre que les angles d’attaque critiques des metaux purs que nous avons abrads se situent dans une mEme region malgre la grande difference des duretes. Seul le mecanisme de formation des copeaux semble diffdrer entre les materiaux ductiles et fragiles. Chez les premiers, ils sont generalement longs et continus mais se fragmentent de plus en plus lorsque diminue la ductilite, ce qui appuie l’idee de Mulhearn et Samuels [6] tout en respectant la linearite de la relation entre la resistance a l’abrasion et la durete des metaux purs.

4.2. Angles d’attaque critiques de l’acier 1080 Murray et al. [ 111 ont observe des angles d’attaque critiques de plus en

plus faibles pour des aciers de duretes croissantes. 11s ont meme note une valeur situee entre 20” et 30” pour un acier 1082 martensitique d’une durete Vickers de 858 HV, ce qui est fort loin des valeurs generalement accept&es auparavant (approximativement 90”). Malheureusement, les essais de rayage qu’ils ont realids cornparent le cuivre avec deux aciers de compositions et de structures differentes (1040 et 1082). Trop de facteurs sont alors a con- siderer: duretes, ductilites, pourcentages de carbone et proportions de phases presentes dans les aciers.

Nos essais ont tous ete realis& avec un seul type d’acier justement dans le but d’eliminer certaines de ces variables. L’emploi d’un acier de composition eutectoi’de perlitise isothermiquement ou trempe et revenu

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a diverses temperatures permet en premier lieu de mieux apprecier l’effet de la distance interlamellaire des plaquettes de cementite et, deuxiemement, celui de la grosseur des sphero’ides de carbure de fer.

Les resultats obtenus corroborent les conclusions g&r&-ales avancees par Murray et al. [ 111. Tant pour les Cchantillons perlitiques que globulises, une augmentation de durete coincide avec une diminution de l’angle d’atta- que critique. Les donnees semiquantitatives obtenues par ces derniers a propos de l’acier 1082 martensitique peuvent meme etre incorporees dans notre graphique, puisqu’en extrapolant par regression liniaire on trouve pour une durete de 858 HV un angle critique de 25” compatible avec les limites proposees de 20” et 30”.

11 semble qu’on puisse ecarter l’idee de Murray et ses collegues pour l’acier etudie en ce qui concerne l’effet possible de la ductilite determinee par l’allongement a la rupture dans un test de traction. Cette proprietk varie en effet tres peu avec la temperature de perlitisation d’un acier eutectoi’de tandis que se manifeste un &art d’environ 10” entre les angles d’attaque critiques de nos echantillons P696 et P597. D’autre part, des aciers globu- lises et perlitiques de duretds voisines possedent des ductilites bien diffe- rentes. Pourtant, nos tests indiquent que les angles critiques de tels echan- tillons sont tres cornparables entre eux.

Une relation entre I’angle critique et la reduction de section a la rupture en traction parait aussi improbable. Cette derniere variant tres peu pour un acier 1080 revenu entre 200 et 500 ‘C, l’angle critique devrait par conse- quent demeurer a peu pres constant. Cette variation d’angle critique pourrait etre reliee a d’autres variables caracterisant les aciers, en particulier au coef- ficient d’ecrouissage. Cette propriete est &al&e par la pente II de la courbe contrainte vraie-deformation vraie au debut de la region plastique. On peut montrer que n est numeriquement Cgal a la deformation au point de con- trainte maximale, c’est-l-dire lorsque commence la striction. De plus, la valeur de ce coefficient n diminue avec l’augmentation de resistance de l’acier comme l’a montrke Gensamer [ 18 ] (Fig. 10). Les materiaux possedant un faible coefficient d’ecrouissage manifestent peu de deformation uniforme car la striction debute relativement tot. En abrasion, ce phenomene pourrait faciliter la rupture de la proue, tel qu’observe par Spurr [ 171, et la formation de copeaux. Au contraire, les materiaux posddant un coefficient d’ecrouis- sage eleve ne montrent pas de striction localisee en traction, subissent une plus grande deformation uniforme et auraient plutot tendance a former des bourrelets lateraux lors du rayage.

Supposons que la formation d’un copeau necessite un &at critique tel le debut d’une striction des bourrelets lateraux, &at que les aciers ray& atteindraient grace a la deformation occasionnee par le passage d’une parti- cule abrasive. 11 est legitime de penser que les aciers plus durs auront a subir une deformation locale moindre que les aciers mous pour atteindre cet &at critique. La quantite de durcissement dependant, d’apres Sedriks et Mulhearn [lo], de l’angle d’attaque present4 par l’abrasif, il est facile d’en deduire que les aciers durs auront tendance a former des copeaux a des

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160 200 240

CONTRAINTE VRAIE Li 0,2 (20%) DE LA DkFORMATION

VRAIE, 1000 Ibf/p;

Fig. 10. Variation du coefficient d’hrouissage en fonction de la r&istance de divers aciers presentant diverses microstructures, d’aprhs Gensamer [ 181: X, perlite globulaire; 0, ferrite; n , perlite; '7, bainite.

angles inferieurs 1 ceux des aciers relativement mow. D’ailleurs, une etude recente de Challen et al. [19] sur l’interaction entre une particule dure deformant plastiquement une surface a permis de p&dire effectivement une decroissance de l’angle d’attaque critique avec la diminution de coefficient d’ecrouissage.

5. RCsultats, observations et discussion i propos des tests de resistance B l’abrasion

5.1. Rkwltats et observations Les resultats des tests de resistance a l’abrasion effect&s sur nos Qchan-

tillons d’acier sont present& a la Fig. 11. On y donne aussi en traits pointilk (courbe b) ceux obtenus par Mutton et Watson [3]. Ces courbes presentent chacune un aspect sigmoi’dal qui constitue une courbe transitoire entre deux droites de pentes differentes. Un seul point s’ecarte des autres: celui de la bainite, structure que n’ont pas Qtudiee Mutton et Watson.

5.2. Discussion Les differences de resistance peuvent dtre imputees a de nombreux

facteurs experimentaux relies entre autres a la forme des dchantillons, au papier abrasif et aux caractkristiques du materiau de reference. Les resul- tats semblent toutefois confirmer l’hypothese de Murray et al. [ll] qui suggeraient que cette forme de courbe soit due a une augmentation du nom- bre de particules abrasives susceptibles de donner lieu a la formation d’un copeau chez les aciers durs. Le mCcanisme de labourage, t&s important pour les aciers recuits, ferait done place peu a peu a la coupe chez les aciers

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or , , , , , , , , , 1

0 200 400 600 600 1000

DURETi 0-P.‘)

Fig. 11. Comparaison entre nos r6sultat.s (courbe a) et ceux de (courbe b) en ce qui concerne la relation entre la rdsistance 1 des aciers (- - -, mktaux purs).

Mutton et Watson [3] l’abrasion et la duret6

perlitiques ou trempb et revenus a de plus hautes duretes. La bainite semble echapper a cette regle mais des recherches anterieures de Zum Gahr [20] ont montre qu’8 durete &gale la bainite offre une meilleure performance anti-abrasive que les autres structures de l’acier. C’est pourquoi une plus grande importance a et& attachee au point correspondant a la martensite revenue a 400 “C pour le trace de cette courbe.

6. Conclusions

6.1. Me’thode d’e’valuation de I’angle d’attaque critique Le rapport des forces tangentielles Ft et normale F,, B la face opkrante

d’une pointe pyramidale rayant un matkiau de facon orthogonale varie selon l’angle d’attaque (Y compris entre cette pointe et la surface rayee. Ce quotient FJF,, design& par p, est appele coefficient de frottement apparent puisque l’ecoulement du materiau autour de la pointe peut se faire dans plusieurs directions.

La courbe fl = I des matdriaux Ctudies se divise en trois parties que l’on peut r-attacher aux differents mecanismes agissant durant le rayage. Dans la premiere partie, le coefficient p augmente et le mecanisme en cause est le labourage. En principe, aucune perte de materiau ne s’y manifeste.

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La seconde partie de la courbe correspond a la region de transition dans laquelle la proue accumulee en avant de la pointe abrasive peut se detacher sous forme de debris prismatiques mais sa contribution au taux d’usure reste minime. Dans cette region, la valeur de /J est constante. La formation d’un veritable copeau provoque une nouvelle augmentation de p a partir d’un angle d’attaque critique et constitue la troisieme region de la courbe, celle de la coupe.

6.2. Essais de rayage Les metaux purs que nous avons testes ont montrd des angles d’attaque

critiques voisins de 40”. La valeur de cet angle critique ne semble pas Gtre influencee directement par la durete du materiau abrase.

Cependant, nos essais de rayage sur un acier 1080 ont confirm4 qu’une augmentation de durete correspondait a une diminution d’angle d’attaque critique. La suggestion de Murray et al. [ll] quant a l’influence possible de la ductilite semble toutefois devoir etre delaisske au profit du coefficient d’ecrouissage. 11 semble en effet qu’un materiau doive atteindre un &at de deformation critique tel le debut d’une striction des bourrelets lateraux avant de pouvoir former un copeau. Les aciers durs ayant en general un coefficient n plus faible que les aciers mous de meme composition at- teignent plus facilement cet &at critique, c’est-&dire a un angle d’attaque plus bas.

6.3. Tests de rbistance a’ l’abrasion Les tests de resistance a l’abrasion effect&s sur les aciers perlitiques

et trempes revenus Ctudids par rayage ont confirm6 l’allure sigmoi’dale de la courbe observee par Mutton et Watson [3] et vont de pair avec les mesu- res des angles d’attaque critiques. Comme le concluaient ces chercheurs, l’allure de la courbe peut etre attribuee a une augmentation progressive du nombre de particules abrasives susceptibles de donner lieu a la formation d’un copeau.

L’echantillon de bainite differ-e de cette regle par une resistance a l’abrasion anormalement Qlevee. 11 est cette structure possede une resistance a les autres structures du meme acier.

Remerciement

d’ailleurs conk qu’l durete egale, l’usure superieure a celles de toutes

Les auteurs remercient le Conseil National de Recherche du Canada (Octroi A-6135) pour son aide financiere.

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