Soutenance mémoire
Description des différents états et des microstructures de l’acier au cours du procédé
Durant un processus de solidification, du fait du refroidissement, on peut distinguer trois zones dont les propriétés thermophysiques diffèrent : une zone solide, une zone liquide et à l’interface des deux, une zone pâteuse. Après solidification, on peut distinguer trois zones en termes de microstructures cristallines, qui selon les nuances d’acier peuvent êtres plus ou moins développées.
– zone de peau : il s’agit d’une zone dont la très faible épaisseur est due à la rapidité de refroidissement, lorsque le métal en fusion entre en contact avec les parois relativement froides de la lingotière. Pour ces mêmes raisons, cette zone est constituée d’un grand nombre de cristaux de petite taille.
– zone colonnaire : Dans cette zone, l’orientation des axes dendritiques se fait dans le sens du gradient thermique. En fait, dès la solidification de la zone de peau, le gradient thermique qui s’établit est perpendiculaire aux parois de la lingotière. Au front de solidification, les conditions sont favorables à la formation de dendrites, seules celles orientées suivant le gradient thermique pourront croître. Et celles-ci « étoufferont » celles qui essaient de se développer et qui ont une orientation moins favorable à leur croissance. C’est pour ces raisons que cette zone présente une structure colonnaire.
– zone équiaxe : la texture équiaxe remplace tantôt brutalement tantôt progressivement la texture colonnaire vers le centre des produits. En fait c’est la présence de fines particules qui sont capables de provoquer soit la germination hétérogène soit la croissance des cristaux. Le diagramme binaire fer-carbone indique que l’acier peut cristalliser sous différentes formes, ferritiques ou austénitiques, ce qui peut avoir des conséquences au niveau de la formation de défauts. En effet, ces deux formes solides ne possèdent pas la même maille cristalline, la ferrite a une maille cubique centrée alors que l’austénite est cubique face centrée. Les deux mailles n’ayant pas la même compacité, leur influence sur le milieu environnant ne sera pas le même.
Origines de la fissuration à chaud
De nombreux paramètres relatifs au matériau ont une influence sur la fissuration à chaud, les plus importants étant les suivants :
• La composition chimique du matériau et son mode de solidification (cinétique, phases produites, ségrégations chimiques), ces deux mécanismes étant liés,
• Les caractéristiques de mouillage de la phase liquide interdendritique à bas point de fusion en contact avec un matériau déjà solidifié,
• La viscosité de la phase liquide. Cette dernière est particulièrement importante pour les aspects d’alimentation en liquide de fissures en cours d’ouverture,
• La dilatation thermique des composants du matériau.
Plus précisément, dans le cas de la fissuration de solidification les deux facteurs ayant le plus d’influence sont :
• La composition chimique du matériau et notamment la teneur en éléments résiduels et en impuretés qui contribuent à la formation d’un eutectique à bas point de fusion
• Le mode de solidification du matériau, soit la quantité de la phase liquide interdendritique ou intergranulaire à bas point de fusion, pour les fissures amorcées par décohésion de films liquides résiduels. Lors de la solidification en mode dendritique, apparaît une morphologie très dentelée du front de solidification. La forme de la dendrite suggère une répartition spatiale différente du soluté pendant la solidification. En effet, le découpage du front de solidification permet de piéger les poches de liquide présentes au sein du solide lors du rapprochement des dendrites.
Dans ce cas, le liquide piégé du fait d’une composition différente peut avoir un point de solidus en deçà du solidus macroscopique. Dans ce cas, le liquide piégé dans la matrice solide se trouve sollicité lorsque les contraintes thermomécaniques s’appliquent. La présence de ces poches liquides diminue fortement la résistance globale du matériau et peut donc amener une pièce de fonderie à se fissurer [Borland60] Du point de vue thermomécanique, la solidification est un passage d’un état liquide à un état solide. L’état métallurgique du matériau est directement impacté par les transferts et gradients thermiques induits par la solidification. Même si l’on parle d’un changement liquide – solide, il n’en demeure pas moins que d’un point de vue métallurgique ce dernier est gradué. En effet entre la zone solide et la zone liquide, il existe une zone intermédiaire appelée zone pâteuse. A l’intérieur de cette zone cohabitent liquide et solide. Pour définir l’intervalle de température sur lequel est observé la zone pâteuse on définit un intervalle de solidification. L’étude de Dalhe et Arnberg [Dalhe96] permet de comprendre le passage du liquide au solide. Rôle du soufre et du phosphore Le soufre intervient par micro ségrégation, et son effet néfaste sur la résistance des aciers a été montré expérimentalement. A partir d’une certaine concentration, cet effet s’aggrave. En effet le soufre tend à abaisser la température de solidus, il influe donc sur la vitesse de disparition du liquide vers la fin de la solidification. Cette cinétique de disparition du liquide est d’autant plus lente que la concentration en soufre est élevée. Malgré les différentes études réalisées sur l’influence du phosphore sur la fissuration, son influence reste difficilement quantifiable. [Matsuda88] démontre par exemple que pour des aciers faiblement alliés en chrome ou molybdène, le soufre est près de 2 fois plus influent que le phosphore. [Brooks83] observe par contre que, pour un acier à haute teneur en azote et manganèse, le phosphore est plus nocif que le soufre. En effet leur action sur le métal liquide semble différer. Quand le soufre tend à produire de fines gouttelettes de liquide, le phosphore favorise la formation de film liquide.
Le modèle RDG
Les défauts de solidifications sont considérés comme la résultante d’une chute de pression dans la zone liquide intertendritique. Cette chute de pression provient d’une part du rétrait provoqué par la solidification d’autre part de l’impossibilité d’alimenter la zone touchée par le retrait. La chute de pression est également due aux contraintes thermiques provoquées par le refroidissement. Dans un précédent modèle, Feurer [Feurer77] avait déjà tenté de prendre en compte ce phénomène en proposant un modèle comparant la vitesse de changement de volume dû au retrait de solidification à celle résultant de l’alimentation. Rappaz dans son modèle va plus loin en prenant en compte la contrainte associée à la contraction thermique. Cette contrainte thermique est limitée à la zone dendritique cohérente (région 2, Figure 9). En effet on considère que l’apparition des criques à chaud se fait principalement dans la zone liquide située à l’extrémité de la zone de cohérence. En fait dans ce modèle, on estime un risque de fissuration à chaud lorsque la différence de pression due à cette déformation ajoutée à celle due au retrait de solidification atteint une valeur critique égale à la pression d’apparition d’une cavité. La base de ce modèle est la compétition existant entre la déformation subie par le squelette perpendiculairement au front de solidification et la facilité à alimenter en liquide cette zone.
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Table des matières
Chapitre 1 : Introduction
Chapitre 2 : Etude bibliographique
1. Les procédés de solidification et la problématique de la fissuration à chaud
1.1 Description de la coulée en lingot
1.2 Description de la coulée continue
1.3 Description des différents états et des microstructures de l’acier au cours du procédé
1.4 Les interactions thermiques, métallurgiques et mécaniques
2. Etat de l’art sur la fissuration à chaud, pendant le processus de solidification
2.1 Origines de la fissuration à chaud
2.2 Rôle des éléments chimiques
2.3 Influence du mouillage
2.4 Facteurs métallurgiques
2.5 Les critères de fissuration à chaud
3. Analyse des capacités de la simulation numérique pour la prédiction de la fissuration à chaud
3.1 La simulation numérique des gradients thermiques
3.2 Simulation numérique du comportement mécanique
3.3 Etudes des paramètres influents sur les critères de fissuration à chaud
4. Conclusions et discussion
Chapitre 3 : Caractérisation mécaniques par essais de traction à chauffage résistif
1. Caractérisation du comportement métallurgique des nuances retenues
1.1 Les nuances d’acier retenues
2. Dispositif expérimental utilisé pour la caractérisation mécanique
2.1 Présentation de la machine Taboo utilisée au CEMEF
2.2 Dispositif utilisé chez Ascometal
3. Description de la formulation
3.1 Le problème thermo-électrique
3.2 Conditions aux limites et conditions interfaciales
4. Problème mécanique
5. Résolution numérique du problème couplé
5.1 Formulation intégrale du problème électrique thermique
5.2 Formulation intégrale du problème mécanique
5.3 Choix d’un élément
5.4 Discrétisation spatiale
6. Mesures des paramètres nécessaires à la simulation
6.1 Mesure de résistivité électrique
6.2 Résistances électriques de contact
6.3 Mesure d’émissivité
7. Validations numériques
7.1 Validation de la loi d’Ohm, couplage thermique en mono domaine
7.2 Validation de la loi d’Ohm, couplage thermique en multi domaines
8. Régulation de la température: modélisation de la boucle PID
9. Stratégie de simulation et validations
9.1 Modélisation de l’essai Taboo
9.2 Modélisation de l’essai Gleeble
10. Aide au design des éprouvettes
10.1 Vers une géométrie d’éprouvette optimisée
10.2 Vers une géométrie d’éprouvette optimisée pour Taboo
11. Conclusion
Chapitre 4 : Mesure de déformation par corrélation d’images de speckles laser
1. Mesure de champs de déplacement, étude des méthodes existantes
1.1 Les méthodes de moiré et les méthodes de grilles
1.2 Les techniques de corrélation : corrélation d’images et méthode de grilles
1.3 L’holographie et l’holographie interférométrique
1.4 Les techniques basées sur les speckles laser
2. Problématique haute température : Choix d’un nouveau moyen de mesure
3. Mesure du déplacement
3.1 Principe de la corrélation d’images
3.2 Interpectre de deux signaux, cas bidimensionnel
3.3 Intercorrélation dans le cas unidimensionnel continu
3.4 L’intercorrélation: formulation de Fourier d’un cas bidimensionnel
4. Mise en place d’un nouvel algorithme hybride
4.1 Les limites de l’interspectre : décalage non circulaire dans le calcul de déformation
4.2 Avantages et inconvénients de l’interspectre et de l’inter corrélation pour nos applications
4.3 Vers un nouvel algorithme hybride(CC-CS)
4.4 Validation numérique de l’algorithme
4.5 Problème classique en traitement du signal : l’effet du sous-échantillonnage
5. Dispositif de mesure installé au Cemef
5.1 Description du montage expérimental
5.2 Validation de la nouvelle méthode sur des essais à froid
6. Dispositif de mesure développé chez Ascometal
6.1 Description du montage expérimental
6.2 Validation
7. Faisabilité d’essais haute température
7.1 Changement de l’état de surface du à l’oxydation
8. Application aux essais à chaud
8.1 Résultats d’essais Taboo
8.2 Résultats essais Gleeble
9. Conclusions
Chapitre 5 : Analyse inverse et Caractérisation Mécanique
1. Méthodes de minimisation de la fonction coût
1.1 Les méthodes d’ordre zéro
1.2 Les méthodes à direction de descente
1.3 Choix d’une méthode d’optimisation
2. Algorithme MOOPI
2.1 Présentation de l’algorithme
2.2 Choix d’une fonction coût : mesures globales
2.3 Choix de la loi de comportement
2.4 Validation de l’algorithme
3. Identification de paramètres rhéologiques sur des essais Taboo
3.1 Essais de traction à chaud
3.2 Résultats
3.3 Essai de traction à déplacement imposé
3.4 Essai de tractions pour des températures supérieures à 1350°C
4. Identification à partir des mesures de champs
4.1 Méthodes d’identification à partir de mesures de champs
4.2 Exploitation des mesures de champs
4.3 Vers l’identification d’une mesure de champs par une méthode de recalage EF
5. Conclusion
Bibliographie
Chapitre 6 : Apport micro de la dynamique moléculaire
1. La dynamique moléculaire « classique »
1.1 Principes
1.2 Les grandeurs thermodynamiques
2. Les limites de la dynamique moléculaire
3. Les potentiels utilisés dans la bibliographie pour décrire le comportement du fer
3.1 Les potentiels de paires
3.2 Les potentiels à trois corps
3.3 Les potentiels à N corps
3.4 Discussion
4. L’application d’un potentiel à N corps au Fer CFC
4.1 Validation du potentiel et du jeu de paramètres
4.2 Caractéristiques à l’état liquide
4.3 Propriétés de la zone semi solide
5. Etude du comportement mécanique de mono cristaux de fer
5.1 Propriétés statiques
5.2 Module d’élasticité
5.3 Tenseur d’élasticité
6. Conclusion
Chapitre 7 : Conclusions et discussion
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