Soutenance mémoire
GENERALITES SUR LES ALLIAGES DE TITANE
C’est en raison de son rapport résistance/masse élevé, et de ses performances à haute température que le titane et surtout ses alliages connurent un essor marqué à la fin des années 40 et au début des années 50 pour des applications aéronautiques. Le titane et ses alliages sont actuellement très répandus dans l’industrie aérospatiale, à la fois pour la cellule et les composants du réacteur, ainsi que dans l’industrie chimique en raison de leur très grande résistance à la corrosion. L’excellente biocompatibilité des alliages de titane leur confère également un grand attrait pour la biotechnologie.
Effet des éléments d’alliages
L’addition d’un élément d’alliage fait apparaître dans le diagramme binaire un domaine biphasé α+β. Les phases α et β peuvent être stabilisées en quantité plus ou moins importante suivant la nature et la proportion de ces éléments d’addition. Ces derniers sont donc classés suivant leur tendance à augmenter l’une ou l’autre des phases α et β.
Les éléments alphagènes
Ces éléments, qui se dissolvent préférentiellement dans la phase α, augmentent la température du transus β et accélèrent la cinétique de formation de la phase hexagonale.
L’aluminium, élément puissamment alphagène, est l’un des constituants majeurs des alliages de titane commerciaux. Il permet, en solution solide de substitution, un durcissement important de la phase α. Sa teneur doit cependant être limitée à 6 % (en poids), car au-delà, il conduit à la précipitation de l’intermétallique Ti3Al (aussi appelé α2) qui est une phase très fragilisante.
Les éléments bétagènes
Ces éléments se dissolvent principalement dans la phase β et abaissent la température du transus β. On distingue deux catégories :
• certains éléments bétagènes en substitution ont tendance à stabiliser la phase β. C’est le cas du molybdène, du vanadium, du niobium et du tantale.
• d’autres éléments bétagènes, au contraire, forment des composés eutectoïdes avec le titane. Le chrome, le fer, le manganèse, le silicium, le cobalt, le nickel et le cuivre font partie de ce groupe.
Les éléments neutres
L’étain et le zirconium permettent un durcissement de solution solide, mais n’ont pas ou peu d’influence sur la température du transus β. Ils sont solubles en grande quantité dans la phase α.
Les différentes classes d’alliages
En fonction de leur composition chimique et de leur structure d’équilibre à la température ambiante, on classe traditionnellement les alliages de titane en trois catégories. On peut situer approximativement les domaines de ces différentes classes d’alliage dans un diagramme Aleq – Moeq .
Les alliages α et quasi-α
Ces alliages contiennent une forte majorité d’additions alphagènes, avec dans le cas des alliages quasi-α, de faibles additions renforçant la phase β. Ils sont entièrement ou presque constitués de phase hexagonale α. Ces alliages sont très résistants au fluage jusque vers 550°C, surtout si la microstructure est aciculaire et ils sont donc utilisés à haute température. D’autre part, l’absence de température de transition ductile-fragile les rend particulièrement intéressants pour des applications cryogéniques. Ils sont de plus aptes au soudage. Par contre, ils sont peu sensibles aux traitements thermiques et leur mise en forme est difficile.
Le TA5E (Ti-5Al-2,5Sn) fait partie des alliages α. Parmi les alliages quasi-α, on peut citer le Ti 6242-Si (Ti-6Al-2Sn-4Zr-2Mo-0,1Si) qui fait l’objet de cette étude, mais aussi l’IMI 685 (Ti-6Al-5Zr-0,5Mo-0,25Si) ou encore l’IMI 829 (5,5Al-3,5Sn-3Zr-0,3Mo-0,3Si). L’IMI 685 et le Ti 6242-Si ont notamment été développés pour les disques et les aubes de compresseur des turboréacteurs.
Les alliages α+β
Ces alliages contiennent à la fois des éléments alphagènes et, le plus souvent, 5 à 6 % d’éléments bétagènes. Ces alliages sont biphasés : ils sont composés à température ambiante des deux phases α et β. Ce sont les plus utilisés, notamment dans le domaine aéronautique. Ils offrent un excellent compromis de propriétés mécaniques et présentent une meilleure réponse aux traitements thermiques que les alliages α. Toutefois, ils ne sont stables que jusque vers 450°C, et leur usage est donc limité en température. L’alliage TA6V (Ti-6Al-4V) domine très largement le marché aéronautique, mais le Ti 6246 (Ti-6Al-2Sn-4Zr-6Mo) et le Corona 5 (Ti-4,5Al-5Mo-1,5Cr) peuvent également être mentionnés.
Les alliages β et quasi-β
Leur structure est constituée essentiellement de phase β fortement stabilisée. Ces alliages à l’état trempé sont soudables et possèdent une aptitude intéressante à la déformation à froid. Ils peuvent atteindre des caractéristiques mécaniques élevées à l’état trempé revenu et sont résistants jusqu’à 350-450°C. Par contre, ils montrent une moins bonne tenue à l’oxydation et au fluage, et une faible stabilité à chaud sous contrainte. Le βCEZ (5Al-2Sn-4Zr-4Mo-2Cr-1Fe) et le Ti 17 (5Al-2Sn-2Zr-2Mo-4Cr-0,1Fe) sont des exemples de cette classe d’alliages.
SYNTHESE DES ETUDES MENEES AU SUJET DE L’EFFET DU TEMPS DE MAINTIEN
Les effets du temps de maintien sur les alliages de titane ont largement été étudiés depuis la rupture en service de disques fan de RB 211 au début des années 70. Toutefois, différents alliages et méthodes d’expérimentations, ainsi que divers paramètres d’essai (temps, niveau de charge, température, environnement…) ont été utilisés par les chercheurs, ce qui a conduit à de nettes divergences, voire à des contradictions dans les résultats obtenus, comme l’indique la revue bibliographique faite par Song et Hoeppner (Song, 1988).
Définition de l’effet du temps de maintien
Dans la plupart des structures aéronautiques, le trajet de chargement consiste essentiellement en une mise en charge au décollage, cette charge restant quasiment constante durant le vol de croisière, puis s’annulant après l’atterrissage. Le spectre réel de chargement pour un composant spécifique peut évidemment différer considérablement de cette schématisation lors des différentes étapes d’un vol.
Pour simuler ces conditions de chargement en laboratoire, la charge est gardée constante, généralement à la valeur maximale du cycle, pendant une période appelée temps de maintien ou « dwell time ». Ce type de sollicitation est alors appelé fatigue avec temps de maintien, ou plus simplement fatigue-fluage .
Les travaux de nombreux chercheurs ont clairement démontré que l’introduction d’un temps de maintien à charge maximale dans un cycle de fatigue réduit de façon sévère la durée de vie de certains matériaux. Cette découverte est perturbante, puisque de nombreuses pièces sont dimensionnées principalement sur des résultats de fatigue simple et de fluage, sans intégrer comme paramètre le temps de maintien en fatigue, pour des raisons de coût notamment. De plus, les observations des effets du temps de maintien ont montré que certains mécanismes survenant dans ces conditions ne sont pas compris. Or, pour pouvoir développer des estimations de durée de vie fiables, il est nécessaire d’accéder à la compréhension des mécanismes responsables des effets de temps de maintien.
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Table des matières
Introduction
PARTIE A
Chapitre I : Bibliographie générale
I.1. Généralités sur les alliages de titane
I.1.a. Cristallographie du titane pur
I.1.b. Effet des éléments d’alliages
1.b.1. Les éléments alphagènes
1.b.2. Les éléments bétagènes
1.b.3. Les éléments neutres
I.1.c. Les différentes classes d’alliages
1.c.1. Les alliages α et quasi-α
1.c.2. Les alliages α+β
1.c.3. Les alliages β et quasi-β
I.2. Systèmes de glissement dans le titane α
I.3. Fluage à basse température des alliages de titane
I.4. Synthèse des études menées au sujet de l’effet du temps de maintien
I.4.a. Définition de l’effet du temps de maintien
I.4.b. Rôle de la microstructure sur l’effet de temps de maintien en fatigue, et domaine d’existence de cet effet en température
I.4.c. Rôle de l’hydrogène
I.4.d. Facettes de quasi-clivage
Chapitre II : Synthèse et interprétation
II.1. L’anomalie de comportement plastique
II.2. Domaine d’existence de l’anomalie de comportement plastique
II.3. Evolution des contraintes d’écoulement en fonction de la température
II.4. Courbes de traction particulières observées dans les matériaux présentant des effets de vieillissement
II.5. Relations force vitesse, loi de friction et mesures de volumes d’activation lors d’essais de relaxation
II Table des matières
PARTIE B
Chapitre III : Matériau
III.1. Généralités
III.2. Composition
III.3. Traitements thermomécaniques
III.4. Microstructure
III.4.a. Microstructure globale
III.4.b. Microstructure fine en MET
III.4.c. Mise en ordre dans la phase α
III.4.d. Aiguilles de phase α secondaire dans la phase β
III.5. Propriétés mécaniques
III.6. Relations microstructure – propriétés mécaniques
III.7. Prélèvement des éprouvettes
Chapitre IV : Domaine « haute température » de l’anomalie : 600°C – 450°C
Régime de traînage dynamique
IV.1. Essais de relaxation à 600°C
IV.1.a. Mises en charge de relaxation
IV.1.b. Relaxation à 600°C
IV.2. Examen détaillé des cycles de chargement et de relaxation N1 + N3 (10-4 s-1) et N5 (10-7 s-1) à 600°C
IV.2.a. Remarques préalables
IV.2.b. Examen des cycles à chargement rapide N1 et N3 (10-4 s-1)
IV.2.c. Examen du cycle à chargement lent N5 (10-7 s-1)
IV.3. Microstructures de déformation plastique après relaxation à 600°C
IV.4. Essais de relaxation à 500°C
IV.4.a. Mises en charge de relaxation
IV.4.b. Relaxation à 500° C
IV.5. Examen détaillé des cycles de chargement et de relaxation N2 + N3 (10-4 s-1) et N5 (10-7 s-1) à 500°C
IV.5.a. Examen des cycles à chargement rapide N2 et N3 (10-4 s-1)
IV.5.b. Examen du cycle à chargement lent N5 (10-7 s-1)
IV.6. Essais de relaxation à 400°C, 500°C puis 450°C
IV.7. Conclusions
Table des matières III
Chapitre V : Pic du domaine de l’anomalie de comportement : 400°C
Domaine du vieillissement dynamique
V.1. Courbes de traction
V.2. Taux d’écrouissage
V.3. Relaxation à 400°C
V.3.a. Aspects généraux des courbes de relaxation
V.3.b. Examen détaillé des courbes de chargement et de relaxation
V.4. Essai de relaxation particulier
V.4.a. Courbes de traction de l’essai spécial à 400°C
V.4.b. Courbes de relaxation de l’essai spécial à 400°C
V.4.c. Examen détaillé des courbes de chargement et de relaxation
V.5. Microstructures de déformation après relaxation à 400°C
V.5.a. Examen de la première zone
V.5.b. Examen de la seconde zone
V.5.c. Examen de la troisième zone
V.5.d. Examen de l’échantillon recuit 400°C / 48 heures
V.6. Énergies et volumes d’activation
V.6.a. Mesures effectuées entre 600°C et 400°C sous différentes contraintes
V.6.b. Comparaison avec les mesures rapportées dans la littérature
V.7. Fluage à 400° C
V.8. Conclusions
V.8.a. Essais mécaniques
V.8.b. Microstructures
V.8.c. Conclusions générales
Conclusion
