Si l'augmentation du potentiel de corrosion libre des aciers inoxydables est avérée en eau de mer naturelle, l'aspect systématique de ce phénomène n'a pas encore été démontré en eau de rivière naturelle. Cette évolution du comportement électrochimique est due à la colonisation de la surface par des microorganismes induisant des modifications des processus cathodiques. Deux mécanismes enzymatiques différents sont proposés dans la littérature, l'un développé en eau de mer et fondé sur la production enzymatique de peroxyde d'hydrogène et d'acidité au sein du biofilm, et l'autre développé en eau de rivière et basé sur la déposition d'oxydes de manganèse à la surface du matériau. L'objectif de ce travail a été de confirmer le caractère systématique de l'augmentation du potentiel de corrosion libre et de mettre en évidence le (ou les) mécanisme(s) à l'origine de cette évolution, ainsi que de déterminer l'influence de l'adhésion du biofilm. Pour cela, des mesures électrochimiques, ainsi que des observations et des analyses de surface, ont été réalisées à la fois in situ au cours d'expériences dans la Seine à l'aide d'un dispositif original d'immersion, et en laboratoire lors d'expériences d'adhésion sur acier inoxydable à l'aide de souches microbiennes sauvages provenant de prélèvements de flore sessile dans la Seine.<br />Les résultats expérimentaux prouvent que les deux mécanismes évoqués dans la littérature peuvent avoir lieu dans un même cours d'eau et mener à des évolutions du comportement électrochimique comparables. Le modèle de production de peroxyde d'hydrogène par la glucose-oxydase, générant un milieu oxydant et acide, a été adapté au cas de l'eau de rivière artificielle. Il permet de reproduire les variations du potentiel de corrosion libre et des réactions cathodiques mais peut différer de l'eau de rivière naturelle du point de vue de la composition chimique et de la structure électronique du film passif. Enfin, l'étude des phénomènes de bioadhésion a montré la difficulté d'obtenir en laboratoire un biofilm électrochimiquement actif.

Nous étudions par simulation numérique le transport et le dépôt turbulent d'inclusions d'oxydes métalliques (de l'ordre de 10 µm de diamètre) en suspension dans l'acier liquide. Deux surfaces de dépôt sont envisagées : l'interface acier liquide/paroi solide et l'interface métal liquide/laitier. Dans les deux cas, nous nous focalisons sur la couche limite adjacente à l'interface. Le comportement des inclusions en suspension est examiné à l'aide d'un suivi lagrangien où le poids, la poussée d'Archimède, la force d'accélération en volume, la force de masse ajoutée et la force de traînée sont prises en compte dans l'équation de la dynamique. Dans le cas de la paroi solide, nous nous appuyons sur une représentation schématique de l'écoulement du métal liquide dans la sous-couche visqueuse et dans la zone tampon, où les structures turbulentes qui apportent le liquide à la paroi (sweeps) ou l'éjectent (bursts) sont décrites analytiquement (modèle d'Ahmadi). Les simulations numériques montrent que les mécanismes principaux de dépôt des inclusions sont la sédimentation et dans une moindre mesure l'interception directe. Notons cependant que la contribution de l'interception directe croît avec l'intensité turbulente de l'écoulement et peut devenir prépondérante pour les vitesses de frottement les plus élevées (au-delà de 0,1 m.s-1). Les effets inertiels ont, quant à eux, une contribution négligeable sur le dépôt des inclusions (contrairement au cas des aérosols). Enfin, la prise en compte des interactions hydrodynamiques entre les inclusions et la paroi solide conduit à une diminution significative de la vitesse de dépôt des inclusions. Dans le cas de l'interface acier liquide/laitier, l'écoulement du métal liquide est calculé par simulation numérique directe (DNS) à l'échelle de la couche de surface. La turbulence, générée à distance de l'interface par un forçage aléatoire, diffuse vers l'interface métal liquide/laitier modélisée comme une surface libre indéformable. L'évolution des inclusions en suspension est obtenue par un suivi lagrangien à l'aide d'un couplage one-way. Le nombre de Reynolds de surface des simulations varie de 68 à 235. Le diamètre des inclusions varie de 10-5m à 5.10-5m et le rapport entre la densité des inclusions et la densité du métal varie de 0,5 (inclusions d'alumine) à 1 (inclusions fictives). Il apparaît que le dépôt des inclusions d'alumine est contrôlé par la sédimentation. En l'absence d'effet gravitaire, le dépôt d'inclusions est contrôlé par l'interception directe et dépend fortement du nombre de Reynolds de surface. Dans ce dernier cas, nous montrons que la vitesse de dépôt adimensionnée par la vitesse de Kolmogorov de surface est proportionnelle au diamètre des inclusions adimensionné par la longueur de Kolmogorov de surface. La prise en compte des interactions hydrodynamiques entre les inclusions et la surface libre conduit à une diminution de moitié de la contribution de l'interception directe mais affecte peu la contribution gravitationnelle. En outre, en l'absence d'effet gravitaire, la linéarité entre la vitesse de dépôt adimensionnée et le diamètre des inclusions adimensionné est conservée.

La rencontre des aciers électriques et de l'électrotechnique est déjà une vieille histoire d'amour (plus de cent ans) avec de grands moments tels que le feuilletage des noyaux magnétiques et l'avènement des tôles à grains orientés pour l'aspect matériau, la découverte des mécanismes réglant l'aimantation des matériaux magnétiques et la formulation de modèles de comportement magnétique de plus en plus proche du matériau réel (tels les modèles développés par. Bertotti) pour l'aspect modélisation des matériaux. On pourrait alors croire que tout est fait et qu'une telle somme de recherches n'a pu que déboucher en pratique sur une optimisation "idéale" des dispositifs électrotechniques. En fait, il n'en est rien et beaucoup reste à faire pour intégrer de façon optimale et générale un acier électrique dans un dispositif électrotechnique ; les raisons de cette difficulté à optimiser un matériau dans une application donnée sont les suivantes : si la principale raison de très large utilisation des aciers électriques laminés est leur forte aimantation à saturation (2-2,15 T) alliée à un faible coût (quelques F/kg) et une grande facilité de production et d'utilisation, en revanche leurs fortes anisotropies magnétocristaïline et magnétostrictive sont des points faibles qui contrôlent dans le même rapport l'amplitude des phénomènes d'hystérésis, de non linéarité et d'anisotropie de la loi d'aimantation et dans certains cas les phénomènes de vibration. L'amplitude de ces caractéristiques intrinsèques aux aciers électriques à des conséquences déterminantes sur leur intégration dans les dispositifs : du fait de l'anisotropie, la seule façon d'améliorer sensiblement les performances magnétiques est de mieux contrôler la texture du matériau. Cela a été bien illustré par le développement des tôles G.O. pour transformateur : la texture de Goss qui y règne, est en effet avec la texture {100} <001> dite "cubique", la texture idéale pour optimiser un transformateur de puissance. En revanche, dans la plupart des autres cas d'application électrotechnique, le matériau idéal (c'est-à-dire souvent la texture) este à créer : quoiqu'en général ce matériau idéal soit bien cerné, c'est le procédé industriel de fabrication qui est toujours limitant. Les cas des aciers électriques pour machines tournantes et des tôles magnétiques pour utilisation en moyenne fréquence sont les 2 principaux axes de recherche de matériau approprié en électrotechnique, et je m'y suis donc attaché sous l'angle de la texture, principale voie d'amélioration potentielle. L'association des caractères affirmés de non linéarité, anisotropie et hystérésis a pour autre conséquence importante de rendre le matériau très complexe sur le plan de son comportement magnétique, et donc aussi sur le plan de la prédiction de celui-ci. En particulier, les hypothèses l'isotropie, de linéarité et d'univocité de la loi d'aimantation sont trop grossières pour pouvoir représenter correctement le comportement du matériau. Or la conception et l'optimisation des dispositifs électrotechniques procèdent de plus en plus par la modélisation électromagnétique ; celle-ci, pour accroître sa pertinence, s'appuie tout autant sur le développement d'outils, de méthodes et de moyens de calculs que sur l'intégration dans ses codes de modèles plus précis. La conception de modèles de comportement magnétique plus pertinents se situe à ce niveau et fait suite à un réel besoin e l'activité du L.E.G. en modélisation par éléments finis. Dans cette logique, je me suis donc attaché à réer et développer une activité de conception de modèles de comportement magnétique au sein du L.E.G.

Lors de l'élaboration des aciers plats inoxydables, un recuit haute température de courte durée (60 s environ), sous atmosphère oxydante (O2/H2O/CO2/N2) est mis en place après laminage à froid. Ce recuit entraîne la formation d'une couche d'oxyde de faible épaisseur qui est éliminée par un décapage. Ces étapes de recuit et décapage peuvent entraîner une perte de qualité du produit fini, se traduisant par une perte de brillance. L'acier bistabilisé Ti, Nb (AISI 441) est sensible à la dégradation de surface. L'objectif de la thèse est d'identifier les phénomènes à l'origine de la perte de brillance. Les travaux menés consistent à étudier les couches d'oxyde et le comportement de l'acier lors du décapage. Une morphologie originale de l'interface interne avec la présence de protrusions métalliques a été observée. L'étude des protrusions par la microscopie électronique à balayage couplée à une sonde ionique focalisée : MEB-FEG/FIB, a permis de proposer un mécanisme décrivant leur formation. Ce mécanisme s'appuie sur la précipitation de la silice qui semble également être un élément clé pour comprendre la dégradation de surface. Un lien entre perte de brillance et teneur en chrome dans le substrat a été établi. La déchromisation de l'acier liée au recuit est susceptible d'être facilitée par les protrusions.

La demande croissante en énergie nécessite l'exploration de pétrole et de gaz dans des conditions plus difficiles. Ces systèmes de production exigent l'utilisation d'équipements forgés faits de nuances d'acier de plus haute résistance, comme les aciers inoxydables austéno-ferritiques (duplex). Ces composants tendent à présenter une perte de ductilité et de performance mécanique générale provoquée par l'hydrogène produit par p. ex. des systèmes de protection cathodique et des processus de corrosion. Les composants en aciers inoxydables duplex présentent une longue histoire d’endommagement par l'hydrogène à basse température provenant de diverses sources. Bien qui ce type de endommagement soit assez récurrent, diverses informations connexes restent à élucider, en raison de l'interaction complexe de l'hydrogène avec la microstructure et le caractère localisé de la production et du transport de l'hydrogène dans le matériau.Le présent travail vise à améliorer la compréhension physique de l'interaction entre l'hydrogène et la microstructure ainsi que les effets de différentes procédures de chargement d'hydrogène sur les propriétés mécaniques des composants forgés en acier inoxydable super duplex UNS S32750.Le développement d'une telle compréhension implique l'évaluation des effets de l'hydrogène sur les propriétés mécaniques du matériau au moyen d'essais de traction dans différents environnements riches en hydrogène. Basé sur des résultats d'essais de traction à vitesse de déformation faible, une relation quantitative entre la fragilisation provoquée par l'hydrogène gazeux et cathodique est proposée, et les effets possibles de la fragilisation par l’hydrogène provoquée par dislocations sont discutés.Des descriptions quantitatives et qualitatives du transport de l'hydrogène, incluant l'analyse des effets des différentes microstructures et voies de diffusion, et de sa position dans le réseau et dans la microstructure (ségrégation de l'hydrogène aux pièges) sont proposées. Ces descriptions sont obtenues en considérant les résultats de différentes techniques expérimentales: essais de perméation, spectroscopie de désorption thermique, spectroscopie de masse d'ions secondaires à temps de vol et diffusion de neutrons. / The increasing demand for energy requires the exploration of oil and gas at deeper water locations and on more severe conditions. These production systems have demanded the use of forged equipments made of higher strength steel grades, such as austenitic-ferritic (duplex) stainless steels. These components are more prone to exhibit loss of ductility and general mechanical performance caused by hydrogen generated e.g. by cathodic protection. Duplex stainless stainless steels components present a vast history of hydrogen damage at low temperatures, due to hydrogen derived from various sources. Even being this kind of damage fairly recurring, various related information remains to be elucidated, due to the complex interaction of hydrogen with the microstructure and localized character of hydrogen generation and transportation in the material. The present work aims to improve the physical understanding of the interaction between hydrogen and the microstructure as well as the effects of different hydrogen charging procedures on the mechanical properties of forged components made of the super duplex stainless steel grade UNS S32750.The development of such understanding involves the evaluation of the effects of hydrogen on the mechanical properties of the material through tensile tests in different hydrogen-rich environments. Based on results of slow-strain rate tensile tests, a quantitative relationship between embrittlement caused by gas hydrogen and cathodic charging is proposed, and possible effects of dislocation-assisted hydrogen transportation and embrittlement are discussed. Quantitative and qualitative descriptions of the hydrogen transportation, including analysis of the effects of different microstructures and diffusion paths, and of its position in the lattice and in the microstructure (hydrogen segregation to traps) are proposed. These descriptions are achieved considering results of different testing techniques: permeation tests, thermal desorption spectroscopy, time-of-flight secondary ion mass spectroscopy and neutron scattering.

Les aciers inoxydables super martensitiques sont très utilisés dans le secteur pétrochimique, mais ils présentent des ruptures en service en conditions sévères. L'objectif de cette étude est d'apporter une meilleure compréhension du mécanisme de corrosion sous contrainte de ces matériaux en milieu H$_2$S. Pour cela, des coulées laboratoires ont été élaborées avec différentes teneurs en molybdène, élément connu pour améliorer la résistance à la corrosion. Ces ajouts d'éléments d'alliage impliquent alors une caractérisation fine de la microstructure, pour bien appréhender par la suite les mécanismes de rupture. Une attention particulière a été apportée à l'évolution de la fraction d'austénite et de ferrite résiduelle avec les traitements thermiques d'hypertrempe et de revenus qui sont couramment pratiqués sur ces nuances. Puis, par des mesures électrochimiques sans contrainte mécanique, l'ajout de molybdène a été identifiée comme bénéfique pour renforcer la passivité de la nuance dans le milieu H$_2$S. Et pour des teneurs en molybdène inférieures à 2,25%, des produits de corrosion ont été identifiés, principalement des sulfures de nickel, qui sont des inhibiteurs de la recombinaison de l'hydrogène. Par la suite, des essais de corrosion sous contrainte sous charge statique et dynamique couplés à des mesures d'impédance électrochimique montrent un effet bénéfique du molybdène et de l'austénite résiduelle. Le molybdène permet notamment de réduire les défauts du film passif. Un modèle d'éléments finis permet de simuler les essais de traction lente en tenant compte de la fragilisation par hydrogène. Afin de l'alimenter avec des paramètres expérimentaux, une cellule de perméation électrochimique a été montée et a permis de mesurer le coefficient de diffusion de l'hydrogène au sein de nos différentes coulées. Le modèle présente alors une bonne adéquation avec les résultats expérimentaux et une étude paramétrique a été réalisée sur le coefficient de diffusion et sur la concentration interfaciale en hydrogène. Enfin, une synthèse permet la proposition d?un mécanisme de corrosion sous contrainte comportant deux étapes : la résistance du film passif pour limiter l'absorption de l?hydrogène dans la matrice et le piégeage de l'hydrogène par l'austénite résiduelle en fonction de la déformation. / Super martensitic stainless steels are widely used in the oil and gas industry, but failures occurred in service under severe conditions. The aim of this study is to provide a better understanding of the stress corrosion mechanism in H$_2$S medium. For this purpose, laboratory heats have been casted with different molybdenum contents, a component known to improve corrosion resistance. These additions of alloying elements then involve a fine characterization of the microstructure, in order to grasp the mechanisms of rupture. Particular attention has been paid to the evolution of the retained austenite and residual ferrite fraction with the heat treatments of quench and annealing which are commonly practiced on these grades. Then, by electrochemical measurements without mechanical stress, the addition of molybdenum was identified as beneficial for the passivity of the grade in the H$_2$S medium. And for 2.25% molybdenum contents, corrosion products have been identified as mainly nickel sulfides, which are inhibitors of hydrogen recombination. Subsequently, corrosion tests under static and dynamic load coupled to electrochemical impedance measurements show a beneficial effect of molybdenum and residual austenite. In particular, molybdenum reduces the defects of the passive film. A finite elements model simulates the slow strain rate traction tests taking into account the hydrogen embrittlement. In order to use experimental parameters, an electrochemical permeation cell was implemented and used to measure the hydrogen diffusion coefficient within our different heats. A good match with the experimental results was obtained with this model and a parametric study was carried out on the diffusion coefficient and the hydrogen interfacial concentration. Finally, a synthesis provides the proposal of a stress corrosion mechanism divided in two steps: the passive film resistance to limit the hydrogen absorption in the matrix and the trapping of the hydrogen by the residual austenite in function deformation.

Cette thèse a pour but d’augmenter la durée de vie des moules pour l’injection plastique. Les principaux phénomènes à refréner sont l’usure par abrasion et l’usure par corrosion. Pour ce faire, deux familles de matériaux ont été présélectionnées. Il s’agit des aciers à outils inoxydables et des verres métalliques massifs. Ces travaux détaillent donc la sélection, le développement et la caractérisation d’une nuance pour chacune de ces familles. In fine, cette thèse délivre un nouvel acier adapté à la fabrication additive et aux moules d’injection plastique, allant de l’élaboration de la poudre à l’optimisation des paramètres LBM et de ceux du traitement thermique. Cet acier permet d’offrir un bon compromis en termes de propriétés thermiques, mécaniques et de résistance à la corrosion. Quant au verre métallique massif, ces travaux de thèse démontrent que la nuance choisie permet de conserver suffisamment de matériau amorphe pour induire des propriétés exceptionnelles. / The aim of this thesis is to increase molds lifetime. Mains phenomena to limit are abrasion wear and corrosion. For this purpose, two material families have been preselected. They have been identified among stainless steels and bulk metallic glasses. This work details their selection, development in additive manufacturing and characterization for both materials. In the end, this thesis delivers a new steel grade adapted to the additive manufacturing and plastic injection molds, which affords good corrosion resistance, high hardness and a comparatively good thermal conduction. Concerning the bulk metallic glass, this work shows that the chosen composition allowed to preserve enough amorphous material to induce exceptional properties and give strong hopes to continue in this vein.

Lors de l’élaboration des aciers plats inoxydables, un recuit haute température de courte durée (60 s environ), sous atmosphère oxydante (O2/H2O/CO2/N2) est mis en place après laminage à froid. Ce recuit entraîne la formation d’une couche d’oxyde de faible épaisseur qui est éliminée par un décapage. Ces étapes de recuit et décapage peuvent entraîner une perte de qualité du produit fini, se traduisant par une perte de brillance. L’acier bistabilisé Ti, Nb (AISI 441) est sensible à la dégradation de surface. L’objectif de la thèse est d’identifier les phénomènes à l’origine de la perte de brillance. Les travaux menés consistent à étudier les couches d’oxyde et le comportement de l’acier lors du décapage. Une morphologie originale de l’interface interne avec la présence de protrusions métalliques a été observée. L’étude des protrusions par la microscopie électronique à balayage couplée à une sonde ionique focalisée : MEB-FEG/FIB, a permis de proposer un mécanisme décrivant leur formation. Ce mécanisme s’appuie sur la précipitation de la silice qui semble également être un élément clé pour comprendre la dégradation de surface. Un lien entre perte de brillance et teneur en chrome dans le substrat a été établi. La déchromisation de l’acier liée au recuit est susceptible d’être facilitée par les protrusions. / During the industrial processing line of stainless steel flat products, a short annealing (60 s) at high temperature in a gas furnace-oxidizing atmosphere (O2/H2O/CO2/N2) takes place after cold rolling. This annealing leads to the formation of a thin oxide film which is then removed by a pickling step at the end of the process. The annealing and pickling stages may cause a loss of gloss, resulting in a loss of product quality. The steel bistabilizied Ti, Nb (AISI 441) is sensitive to this surface degradation. The aim of this thesis is to identify the phenomena leading to the loss of gloss. Our work consists in studying the oxide layers and the behavior of steel during pickling. A peculiar morphology of the internal interface with the presence of metallic protrusions was observed. The protrusions investigation using a scanning electron microscopy coupled with a focused ion beam: MEB-FEG/FIB, allowed us to propose a mechanism of their formation. This mechanism is based on the precipitation of silica which also appears to be a key point to understand the surface degradation. A link between the loss of gloss and the chromium content in the substrate was established and the chromium depletion related to the annealing is likely to be facilitated by protrusions.

Les alliages ODS (Oxides Dispersion Strengthened), sont principalement étudiés pour leur capacité à répondre favorablement au cahier des charges de la fonction de gainage combustible pour les réacteurs nucléaire de type RNR-Na (Réacteur à Neutrons Rapides à caloporteur sodium). Elaborés par métallurgie des poudres, mécanosynthèse puis extrusion, ils affichent des propriétés mécaniques, et notamment en fluage, extrêmement intéressantes. Néanmoins, la voie élaboration utilisée induit une forte anisotropie microstructurale. Cette anisotropie se retrouve au niveau de leurs propriétés mécaniques et conduit à une fragilité dans le sens de sollicitation transverse. Le but de cette thèse est d'étudier l'évolution microstructurale de ces matériaux. Les aciers ODS présentent des microstructures ultra fines en termes de grains, de précipités, et de formation d'amas qui conduisent à de grandes difficultés pour en obtenir la recristallisation. De plus, les microstructures obtenues présentent souvent une recristallisation avec croissance anormale. De telles évolutions demandent des investigations à très fine échelle et ont été relativement peu examinées dans le domaine des alliages ODS. Il faut en effet être capable d'une étude structurale la plus quantitative possible de la microstructure des nanograins, ainsi que de la précipitation afin d'étudier les mécanismes d'interaction précipitation / joints de grain. Ceci n'est possible que par un couplage de différentes méthodes : la microscopie électronique en transmission (en particulier avec l'utilisation des outils récemment développés pour l'étude de la nanotexturation, i.e. ACOM-TEM); la diffusion centrale des neutrons ou des rayons X; et enfin la sonde atomique tomographique, à la fois pour apporter les informations sur la morphologie et la chimie des amas et nanoprécipités mais surtout sur la composition chimique aux joints de grains. A partir de l'identification des mécanismes contrôlant la croissance anormale, une modélisation permettant de prédire son apparition dans la microstructure est confrontée à cette caractérisation microstructurale poussée. Cette modélisation prête une attention particulière à la migration des joints de grains couplée à la diffusion et effets d'ancrage préférentiel des joints triples par les précipités ainsi qu'à l'énergie motrice stockée sous forme de densité de dislocation. / Oxide Dispersion Steels (ODS) alloys are mainly studied for their ability to fulfil the technical specifications required for Sodium Fast Reactor (SFR) fuel cladding application. Their processing involves powder metallurgy, mechanical alloying and extrusion. Therefore, despite their interesting mechanical creep properties, the extrusion processing involves a high microstructural anisotropy. These particular feature leads to poor mechanical properties in the transverse direction which are worsen by the occurrence of abnormal grain growth. Unfortunately, since internal pressure increases in the tube with the accumulation of gas fission products, the major stress component is precisely applied in the transverse direction. As a result, the material faces a critical risk of failure and control of the microstructure is a key issue. The aim of this thesis is to study the microstructural evolution of ODS ferritic steels. ODS ferritic steels show ultrafine microstructures in terms both grains and precipitates which made the recrystallization very difficult and allow for abnormal grain growth. To observe such evolutions, fine scale microstructure characterization are necessary. This is only possible by coupling different characterization methods: transmission electronic microscopy (in particular with the new developed tools for nanotexturation studies, i.e. ACOM-TEM); neutron and X-ray small angle scattering; and atomic probe tomography. Based on the mechanisms that lead to and control the abnormal grain growth, a model to predict the occurrence of abnormal grain growth is confronted to the experimental results. This model that takes a particular attention to the dislocation stored energy effect to adequately reproduce the observed characterization results.

Nous étudions par simulation numérique le transport et le dépôt turbulent d’inclusions d’oxydes métalliques (de l’ordre de 10 µm de diamètre) en suspension dans l’acier liquide. Deux surfaces de dépôt sont envisagées : l’interface acier liquide/paroi solide et l’interface métal liquide/laitier. Dans les deux cas, nous nous focalisons sur la couche limite adjacente à l’interface. Le comportement des inclusions en suspension est examiné à l’aide d’un suivi lagrangien où le poids, la poussée d’Archimède, la force d’accélération en volume, la force de masse ajoutée et la force de traînée sont prises en compte dans l’équation de la dynamique. Dans le cas de la paroi solide, nous nous appuyons sur une représentation schématique de l’écoulement du métal liquide dans la sous-couche visqueuse et dans la zone tampon, où les structures turbulentes qui apportent le liquide à la paroi (sweeps) ou l’éjectent (bursts) sont décrites analytiquement (modèle d’Ahmadi). Les simulations numériques montrent que les mécanismes principaux de dépôt des inclusions sont la sédimentation et dans une moindre mesure l’interception directe. Notons cependant que la contribution de l’interception directe croît avec l’intensité turbulente de l’écoulement et peut devenir prépondérante pour les vitesses de frottement les plus élevées (au-delà de 0,1 m.s-1). Les effets inertiels ont, quant à eux, une contribution négligeable sur le dépôt des inclusions (contrairement au cas des aérosols). Enfin, la prise en compte des interactions hydrodynamiques entre les inclusions et la paroi solide conduit à une diminution significative de la vitesse de dépôt des inclusions. Dans le cas de l’interface acier liquide/laitier, l’écoulement du métal liquide est calculé par simulation numérique directe (DNS) à l’échelle de la couche de surface. La turbulence, générée à distance de l’interface par un forçage aléatoire, diffuse vers l’interface métal liquide/laitier modélisée comme une surface libre indéformable. L’évolution des inclusions en suspension est obtenue par un suivi lagrangien à l’aide d’un couplage one-way. Le nombre de Reynolds de surface des simulations varie de 68 à 235. Le diamètre des inclusions varie de 10-5m à 5.10-5m et le rapport entre la densité des inclusions et la densité du métal varie de 0,5 (inclusions d’alumine) à 1 (inclusions fictives). Il apparaît que le dépôt des inclusions d’alumine est contrôlé par la sédimentation. En l’absence d’effet gravitaire, le dépôt d’inclusions est contrôlé par l’interception directe et dépend fortement du nombre de Reynolds de surface. Dans ce dernier cas, nous montrons que la vitesse de dépôt adimensionnée par la vitesse de Kolmogorov de surface est proportionnelle au diamètre des inclusions adimensionné par la longueur de Kolmogorov de surface. La prise en compte des interactions hydrodynamiques entre les inclusions et la surface libre conduit à une diminution de moitié de la contribution de l’interception directe mais affecte peu la contribution gravitationnelle. En outre, en l’absence d’effet gravitaire, la linéarité entre la vitesse de dépôt adimensionnée et le diamètre des inclusions adimensionné est conservée. / The deposition of metallic oxide inclusions (of about 10 µm in diameter) suspended in liquid steel is studied by numerical simulation. Two types of deposition surface are investigated, i.e., the liquid steel/solid wall interface and the liquid steel/liquid slag interface. In both cases, we focus on the boundary layer adjacent to the interface. The inclusion behavior is examined thanks to Lagrangian particle tracking: Newton’s second law governing inclusion motion includes the buoyancy force, the pressure gradient force, the added mass force and the steady drag force.For the liquid steel/solid wall interface, the inclusion behavior is analyzed in the buffer layer and in the viscous layer. These layers are described according to Ahmadi’s model, which provides a kinematic representation of the turbulent structures responsible for deposition, i.e., the sweeps and the bursts of liquid. The numerical simulations show that the deposition is mainly controlled by sedimentation. However, since the direct interception contribution increases with the turbulence intensity, direct interception becomes dominant for the highest values of the friction velocity (greater than 0.1 m.s-1). When the hydrodynamic interactions between the inclusions and the solid surface are taken into account, the deposition velocity is significantly reduced. Finally, it should be noted that the inertial forces have a negligible effect on the inclusion deposition velocity. For the liquid steel/liquid slag interface, the inclusion turbulent deposition is investigated using direct numerical simulation of the liquid flow combined with Lagrangian particle tracking under conditions of one-way coupling. The interface is modeled as a non-deformable free-slip surface. Unsheared turbulence is generated by random forcing in a finite-height region parallel to the free-slip surface. In between, the turbulence diffuses toward the free surface. The Reynolds number at the interface varies from 68 to 235. The inclusion diameter varies from 10-5m to 5.10-5m and the particle to liquid density ratio from 0.5 (alumina inclusions) to 1 (fictitious inclusions). It appears that the deposition of alumina inclusions is controlled by sedimentation whereas direct interception is the only deposition mechanism for non-buoyant inclusions. In the latter case, the deposition velocity strongly depends on the surface Reynolds number. It is shown that the deposition velocity made dimensionless by the free surface characteristic velocity scales as the inclusion diameter made dimensionless by the Kolmogorov length scale calculated at the free surface. When the hydrodynamic interactions between the inclusions and the free surface are taken into account, the direct interception contribution of the deposition velocity is significantly reduced (about half of the value without hydrodynamic retardation) but the scaling law is conserved.