Les diverses morphologies du TA6V après traitement thermique

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Etude bibliographique

Généralités sur le soudage

L’assemblage par soudage occupe une place prépondérante dans la construction des bateaux, trains, avions, fusées, automobiles, ponts, tuyaux, réservoirs. La clé des problèmes qui se posent lors d’une opération de soudage relève du métier du soudeur ou du constructeur soudeur dont la démarche doit inclure, outre l’opération de soudage, les problèmes se posant en amont et en aval de celle-ci, à savoir :
la conception des assemblages soudés : découpage del’assemblage et disposition des joints, la préparation des pièces avant soudage : géométriedes bords, état des surfaces, la mesure de la qualité des soudures et de la tenuede l’assemblage en service.
Cette démarche s’appuie sur les caractéristiques duprocédé de soudage le mieux approprié qui induit la forme de la soudure et le résultat obtenu. Nous présentons essentiellement les principes, les équipements et la nature des liaisons, ou soudures, auxquelles ils donnent lieu. Le soudage est un assemblage définitif exécuté surdes pièces métalliques qui s’impose pour diverses raisons : dimensionnelles (un pont), structurelles (un réservoir), constructives (une carrosserie), de poids (un panneau), économiques (un plancher) ou autres.

Procédé de soudage par faisceaux à haute énergie le: laser

Généralités

Les faisceaux à haute énergie se caractérisent parla propriété de concentrer des puissances de plusieurs dizaines de kilowatts sur des surfaces de quelques dixièmes à quelques millimètres carrés. On classe dans cette catégorie les faisceaux d’électrons et les rayons laser que l’on utilise en soudage sous les noms de soudage par faisceau d’électrons (en abrégé : par FE) ou par bombardement électronique (BE) et de soudage (par ou au) laser. Pour des raisons technologiques, le soudage par faisceau d’électrons a fait, le premier, l’objet d’un développement rapide et plusieurs milliers de machines sont en service actuellement dans le monde. Deux décennies seront, par contre, nécessair pour voir apparaître les premières applications de soudage par laser, résultant des progrès moins rapides des lasers de puissance multikilowatt susceptibles d’emploi industriel dans le travail des métaux. Il y a lieu de noter ici que les lasers ont très vite connu quelques applications de microsoudage et de découpage de tous matériaux et en particulier de tôles métalliques minces.

Le soudage par laser YAG

Principe et généralités

L’outil de ce procédé est un rayon laser puissant généré dans une cavité comportant un milieu actif amplificateur et se propageant dans l’atmosphère ou dans un guide jusqu’à une optique de focalisation permettant de l’utiliser. L’onde es t caractérisée par sa puissance et sa fréquence. Cette dernière est déterminée par l’énergie des photons émis par les atomes ou les molécules du milieu actif.
Dans un rayon, les photons sont organisés en onde lectromagnétique caractérisée par sa composante électrique E (x, y, z, t) en tous pointsde l’espace occupé (E est nulle ailleurs). Au point de focalisation, E atteint des valeurs de l’ordre de 1012 V.cm–1 , équivalentes aux champs électriques des liaisons électroniques dans les matériaux, et est capable d’y être absorbée. La puissance, exprimée en watts, résulte du nombre dephotons émis par unité de temps, c’est-à-dire de la densité des molécules ou des atomes excités dans la cavité (énergie stockée par cm3) et du volume impliqué. C’est une donnée technologique liée à l’espace occupé par l’émission et à certains compromis de construction du laser. Les diamètres des rayons laser utilisés en soudage, de taille comprise entre quelques millimètres et 2 à 3 cm selon la puissance, permettent de les focaliser très fortement à courte distance moyennant une très faible profondeur de champ. Ainsi, le rayon laser :
peut se propager dans l’air ambiant,
peut être transporté à distance sans affaiblissement notable et dévié par réflexion ou réfraction,
peut être focalisé par un moyen optique simple, mais à faible distance, de l’ordre du décimètre. Les limitations sont les suivantes :
puissance plafonnée aujourd’hui à 2 kW pour le YAG et à 25 kW continus (on parle aujourd’hui de 45 kW) pour le CO 2,
coût élevé avec la puissance,
focalisation fixe et profondeur de champ réduite (par rapport au faisceau d’électrons).
Les applications du soudage par laser couvrent principalement le soudage bord à bord de tôles d’épaisseur variant de quelques dixièmes de millimètre à 10 ou 15 mm, des soudures par transparence d’épaisseurs minces et des assemblages mécaniques, en compétition avec le faisceau d’électrons.

Description du laser YAG

Le laser YAG est l’un des lasers les plus utilisés et on le retrouve dans de nombreuses applications industrielles ou scientifiques. Le milieu optiquement actif est constitué par un barreau de grenat d’yttrium-aluminium dopé au néodyme (YAG, acronyme anglais : Yttrium-Aluminium Garnet). L’énergie est transmise à l’élément par pompage optique. Les lasers solides Nd-YAG peuvent fonctionner de façon impulsi onnelle et sont pour cela excités par des lampes flashs. La récurrence est de 300 impulsions par seconde d’une durée de 0,5 à 10 ms, et la puissance moyenne est de 500 W.
On peut également les faire fonctionner de façon continue (CW : Continuous Wave ) en les excitant par des lampes à émission continue. Ils génèrent alors des séries d’impulsions de 0,2 ms à des fréquences élevées (1 000 à 50 000 impulsions par seconde) qui augmentent l’interaction avec la matière. La puissance est actuellement de 2 kW.
Par la suite, nous nous limiterons à la présentation du procédé de soudage laser YAG impusionnel (Procédé utilisé dans notre étude).

Le soudage laser YAG impulsionnel

Généralités

Il s’agit d’un laser à solide dont le milieu actif est un monocristal. La longueur d’onde de ce laser (1.06 m) permet son transport par fibre optique. Le monocristal, de faible volume, est placé dans une cavité réfléchissante. L’excitationdu milieu est réalisée par des lampes au xénon ou par des diodes laser. Le rendement électrique du laser dépend du système de pompage (1 à 3% pour un pompage par lampe et enviro n 10% pour un pompage par diode laser). Une circulation d’eau dans la cavité assure le refroidissement du système. En général, les sources laser YAG impulsionnelles (Figure 2-1) sont constituées d’un module de pompage délivrant une puissance moyenne comprise entre 300et 500 W.
Les sources laser YAG peuvent atteindre plusieurs kW en ajoutant, en série, à ce module de pompage, des modules amplificateurs. Le régime de fonctionnement impulsionnel est assuré par des lampes flash, produisant, à chaque impulsio n, une réponse optique d’une fréquence et d’une longueur d’impulsion définie. Le schéma du régime de fonctionnement est donné en Figure 2-2. Les caractéristiques du laser YAG impulsionnel sont liées à sa puissance crête, qui peut atteindre 50 kW. Les différents paramètres laser sont liés par les relations suivantes :
La durée d’impulsion (s) :
L’énergie par impulsion (J) :
La fréquence d’impulsion (Hz) :
La puissance crête (W) :
La puissance moyenne (W) :
Le pas de soudage (mm) :
Pc = E /τ
Pm = E . f p
Pour le soudage, la puissance crête doit être limitée. En effet, une puissance crête trop élevée provoquera des projections de matière. A énergie constante, pour une faible durée d’impulsion, l’importante puissance crête obtenue donne une grande profondeur de pénétration (pour des opérations de découpe ou deerçage)p. Le fait d’augmenter la durée d’impulsion élargit la zone fondue, mais la rend moins pénétrante. Concernant la fréquence, l’échauffement de la pièce diminue lorsqu’elle estfaible. Ainsi, les déformations sont limitées pour des faibles fréquences. Le pas de soudage p est égal à la distance entre deux impacts. Ainsi, pour le soudage laser impulsionnel, on parlera plutôt de pas associé à une fréquence, plutôt que de vitesse de soudage. Le taux de recouv rement linéaire (TRL) est défini comme le rapport entre la longueur recouverte d’un point de soudure par le suivant et le diamètre d’impact (L) (équation 2-1). TRL = 100 * (L – p) / L Équation 2-1
Le taux recherché pour obtenir une soudure étancheet résistante d’un point de vue mécanique est compris entre 70 et 85%.

Transfert de l’énergie

Lors de l’emploi d’un faisceau à haute densité d’énergie, deux modes de transfert d’énergie peuvent apparaître, si la densité d’énergie surfacique délivrée est inférieure ou supérieure à 103 W/mm2. En dessous de 103 W/mm2, le mode de transfert rencontré est la conduction, comme c’est le cas pour les procédés conventionnelsqui transmettent la chaleur à partir de la surface de la pièce. Il prédomine lors du soudage ne faible profondeur de pénétration. Il est très intéressant lorsque l’on veut modifier les propriétés superficielles des matériaux, donc si l’on veut effectuer des traitements ou des revêtements de surface.
Au dessus de 103 W/mm2, le chauffage est si rapide que le métal se vaporise pour former un capillaire.

Formation du bain de fusion

La forme du bain de fusion, et en particulier sa profondeur, conditionne pour une grande part la qualité obtenue lors du travail des matériaux. La pénétration sera de préférence aussi grande que possible, mais surtout reproductible et contrôl able. Pour ce faire, il nous faut comprendre les mécanismes intervenant lors de l’élaboration dubain de fusion [Kales, 1993], [Chartier, 1990], [Steen, 1991], [CETIM, 1992]. La Figure 2-3 présente la formation d’une soudure par procédé laser.
En raison des modifications que le faisceau laser produit dans la matière, la nature de l’interaction faisceau/matériau est complexe. Bien que les interactions faisceau/matériau dépendent dans une large mesure de l’état de surface du matériau, CHIANG et ALBRIGHT [Chiang, 1988] ont décomposé la formation du bain ed fusion en plusieurs étapes distinctes. Ces différentes étapes, qui sont illustrées par laFigure 2-4, sont les suivantes :
la matière à l’état solide est chauffée par conduction (Figure 2-4 a),
l’énergie absorbée provoque la fusion du métal surune zone correspondant à la surface d’impact (Figure 2-4.b),
une vapeur métallique partiellement ionisée formantle panache apparaît au centre de l’impact, là où le faisceau est le plus dense. Elle absorbe et diffuse, en partie, le faisceau laser (Figure 2-4.c et Figure 2-4.d),
la pression de la vapeur métallique croît et chassele métal fondu sur la périphérie du faisceau et vers le haut (effet produit par l’extraction des atomes).

Caractéristiques du soudage laser YAG propre à notre étude

Le choix du laser YAG impulsionnel s’est fait tout naturellement afin de minimiser les distorsions et les contraintes résiduelles dues ausoudage. En effet, dans notre cas, il n’y a pas la possibilité de réaliser un traitement thermiquede détensionnement après l’opération de soudage.

De nombreuses études internes au laboratoire de soudage du CEA Valduc ont été réalisées afin d’optimiser les paramètres de soudage sur des plaques en TA6V d’épaisseur 3 mm. De ce fait, nous utilisons un laser YAG impulsionnel (Trumpf 506) avec une fréquence de soudage de 5 Hz et un taux de recouvrement des tirs de l’ordre de 80 %, ce qui est le meilleur taux dans notre cas pour obtenir une soudure étanche etrésistante d’un point de vue mécanique.

Ainsi pour chaque tir, nous avons un temps de dépôt d’énergie de 13 ms et un temps de refroidissement de 187 ms. Le cordon de soudure est ainsi formé d’une multitude d’impacts lasers espacés d’un pas d’avance de 0.28 mm. Ce moyen de soudage génère ainsi des sollicitations extrêmement sévères pour le matériaud’un point de vue thermique. Lors du dépôt d’énergie, la vitesse de chauffe est de l’ordre de 300°C.ms -1 et atteint des vitesses de refroidissement bien supérieures à ce qu’on pourrait obtenir en réalisant une trempe à l’eau.

Le soudage se fait sous argon (débit 15 l/min) afin d’éviter tout risque de pollution par l’oxygène ou l’hydrogène. Les paramètres de souduresont décrits ci-dessous :

Mode de fonctionnement :

Durée de l’impulsion :

Fréquence :

Energie maximale par impulsion :

Puissance moyenne maximale :

Puissance de crête maximale :

Amplificateur laser :

Faisceau infrarouge :

Pas d’avance :

impulsionnel

τ = 13 ms

f = 5 Hz

E=17,5J

P = 70 W à 1,5 kW

P = 1,3 kW

λ = 1,06 µm

p = 0,28 mm

On peut voir Figure 2-8 deux exemples de pièces soudées avec les paramètres décrits ci-dessus. Il s’agit d’une plaque et d’un tube en TA6V , qui ont l’un et l’autre une épaisseur de 3 mm. La plaque est constituée de deux éléments dedimension 50 mm par 30 mm. Les deux parties du tubes ont chacune une hauteur de 50 mm, un rayon intérieur de 24 mm et un rayon extérieur de 30 mm.

Le titane et ses alliages

Le titane

Généralités sur le titane, [Boyer, 1994], [Combres,1997]

Seuls cinq à dix pourcent du minerai de titane extr ait sont utilisés pour des applications dans le domaine de la métallurgie. Ce n’est qu’à partir des années 1950 que les applications métallurgiques se sont développées, sous forme d’additions aux aciers (ferrotitanes) ou pour élaborer des alliages de titane.

Les alliages de titane possèdent des caractéristiques mécaniques élevées pour une faible masse volumique, ce qui les place avant les alliages d’aluminium et les aciers en terme de propriétés spécifiques. Ceci explique pourquoi, malgré leur prix relativement élevé, ils sont particulièrement utilisés dans l’aéronautique. De osn jours, ils voient leurs applications se diversifier, en particulier dans le domaine de la chimie, ainsi que dans le biomédical pour la fabrication de prothèses de hanche ou de genou, grâce à leur propriété de biocompatibilité élevée.

Structure du titane et propriétés physiques [Combres, 1999, a], [Handbook titanium, 1974]

Aspects cristallographiques

Le titane non allié possède, à la température ambiante, une structure cristalline hexagonale compacte appelée phase (a 2,950&, c 4,683&, c / a 1,587) . Au cours du chauffage, la transformation allotropique du titane intervient à 882 °C, qui correspond au passage de la phase à la phase . Cette dernière phase, de réseau cristallin cubique centré (a 3,32& à 900 °C), subsiste jusqu’à la fusion à 1670°C. La te mpérature à laquelle a lieu la transformation allotropique est appelée « transus » (Figure 2-9).

La transformation allotropique β↔α du titane présente des caractères spécifiques de al transformation martensitique, selon le mécanisme proposé par Burgers pour le zirconium [Burgers, 1934]. La Figure 2-10 montre que l’on peut passer de la forme cubique centrée à la forme hexagonale par un faible déplacement (inférieur à une distance interatomique) de quelques atomes et par un léger réarrangement de ceux-ci.

De plus, les différents auteurs ont montré que :

la transformation cc hc du titane se produit toujours par un mécanisme de cisaillement avec germination athermique (formation, sans diffusion de phase α’ martensitique) suivie éventuellement, dans le cas des refroidissements lents (de l’ordre de 2°C/min), d’une croissance thermiquement activée [McQuillan, 1963],

les plaquettes α qui se forment par refroidissement lent ou par transformation isotherme ont, avec la phase mère β, les mêmes correspondances cristallographiques et les mêmes plans d’accolement que la martensite obtenue par trempe [Wiskel, 1959] [Bibby, 1964], les plans le plus fréquemment cités ont : (334)β et (344)β,

bien qu’il existe théoriquement, pour un monocristal, de nombreuses orientations

possibles après double traversée du point de transformation (41 pour le cycle  et 57 pour le cycle ), on ne trouve en fait qu’une seuleorientation : celle de départ [Glen, 1954] [Brock,1955], ce qui caractérise une hérédité cristallographique très forte qui est, par exemple, mise en évidence lors de l’examen des textures.

Les alliages β et quasi β

Les alliages β restent monophasés β à température ambiante et les alliages β métastables peuvent garder une structure β-métastable par refroidissement rapide (leur température Ms est inférieure à la température ambiante). Leur déformabilité à froid est bonne. Ils sont soudables à l’état trempé et peuvent atteindre des caractéristiques mécaniques élevées à l’état trempé revenu.

Les alliages α-β

Ce sont actuellement les alliages de titane susceptibles de présenter les résistances mécaniques les plus élevées. Leur aptitude à la conformation à froid est limitée, mais elle reste meilleure que celle des alliages α. Leur aptitude au soudage, bien que convenable, est limitée par les conséquences des transformations métallurgiques créées par les chauffes successives. La température limite d’emploi de ces alliages est de 450°C. Au-delà, ils deviennent instables métallurgiquement. Ils sont généralement utilisés soit à l’état trempé-revenu, soit à l’état recuit.

Hérédité structurale

Si on effectue une trempe depuis le domaine β, il y a modification structurale. La nouvelle structure en présence est aciculaire, composée d’aiguilles de phase α dans une matrice β. La cinétique de refroidissement conditionne la largeur des aiguilles. Les chauffes successives favorisent le grossissement de grains. Pour revenir à une microstructure fine, équiaxe de grains α et β, il faut effectuer une déformation plastique dans le domaine α-β. Bien qu’elles soient plus dures et plus résistantes, on ne cherche pas pour autant les structures aciculaires ; elles sont moins ductiles et moins tenaces que les structures équiaxes. On obtient les meilleures propriétés mécaniques des alliagesα-β en effectuant une mise en solution dans le domaine biphasé, puis une trempe à l’eau et un revenu de quelques heures à une température comprise entre 500°C et 700°C. Pendant la trempe, l a phase β se transforme en martensite α’. Une augmentation des propriétés est obtenue suite àun revenu conduisant à l’évolution de la structure martensitique en un mélange α+β avec des grains fins de phase α. Les domaines d’application du titane comme nous venons de le voir sont très vastes. Ce matériau est en concurrence directe avec les aciers inoxydables. La démocratisation de son utilisation résulte essentiellement de la baisse de son coût. Sa tenue mécanique en température, ses propriétés de résistance à la corrosion sous contraintes, sa résistance spécifique élevée et son coût abordable font que des applications industrielles non spatiales vont se développer. Mais ce choix de matériau doit s’accompagner d’une complète refonte de la conception des produits à réaliser ainsi que des moyens de production. Conserver de bonnes qualités métallurgiques au cours de la production devient un impératif critique pour les opérations d’assemblage par joints soudés. La qualité se fera au prix d’une technicité accrue.
Enfin on peut rappeler l’effet des éléments d’alliages sur les propriétés d’usage :
L’hydrogène :
L’hydrogène n’a pas d’influence directe sur les propriétés mécaniques, cependant sa précipitation sous forme d’hydrures provoque une baisse de la ductilité. L’hydrogène est moins soluble dans la phase α (19 ppm dans le T40) que dans la phase β (800 à 1000 ppm dans le TA6V).
L’oxygène, le carbone et l’azote :
L’oxygène, le carbone et l’azote ont pour effet d’augmenter la dureté (durcissement par solution solide) et les caractéristiques de résistance mécanique au détriment de la ductilité et de l’allongement à la rupture. Leur teneur est donc maintenue à des niveaux relativement bas (<1000 ppm pour le carbone). Lors de la coulée du itane en moule graphite, une contamination superficielle en oxygène entraîne une augmentation de la dureté ainsi qu’un épaississement des lamellesα, [Broihanne, 1995].
L’aluminium :
L’aluminium durcit la phase α et a tendance à augmenter le rapport c/a lorsqu’il est en solution dans la phase α. Il améliore la résistance et abaisse la ductilité.La tenue au fluage est augmentée. Sa teneur est limitée à 7 % en masse pour éviter la précipitation de phase fragilisante Ti3Al [Barra, 1977].
Le vanadium :
Le vanadium en solution dans la phase α réduit le rapport c/a. Il est par conséquent utilisé pour réduire la tendance à la fragilisation des alliages riches en aluminium (rappelons que le titane hexagonal doit sa plasticité particulière àson rapport c/a faible). Le vanadium abaisse la tenue à l’oxydation et est limité à 20% en masse. U ne teneur de 15 % en masse de vanadium est nécessaire pour stabiliser totalement la phase β métastable par trempe, laquelle est alors susceptible de durcir par revenu.

Les différentes phases rencontrées dans les alliages de titane et leurs morphologies [Combres, 1995]

Les caractéristiques mécaniques des alliages de titane sont fortement dépendantes de la microstructure, celle-ci étant elle-même tributairedes transformations induites lors des traitements thermiques ou thermomécaniques du matériau. Ainsi, les propriétés d’usage telles que la résistance, la ductilité, la ténacité, la tiguefa et le fluage sont étroitement liées à la microstructure, notamment à la forme et à la taille de la phase α.

Phase α :

Il s’agit de la phase basse température de structure cristallographique pseudo-hexagonale compacte dont les paramètres, calculés à l’aide d’expériences de diffractométrie sont pour le TA6V, d’après HADJ SASSI, QUIVY et LEHR [Hadj sassi, 1974] : a = 2,918 ± 0,003 Å c = 4,671 ± 0,005 Å D’où c/a = 1,600
Ces valeurs restent proches de celles obtenues dans le cas du titane pur. Certains auteurs [Bartlo, 1968] distinguent plus avant :
la phase α primaire (αI) qui reste présente lorsque le matériau est traité thermiquement dans le domaine biphasé, la proportion de phase présente dépend bien sûr de la température de traitement. la phase α dite aciculaire (αII) (ou lamellaire) formée au cours du refroidissement par germination et croissance le long d’un ensemble de plans cristallographiques préférentiels de la matriceβ. Cette phase est également désignée sous le nom de structure en vannerie ou de Widmanstätten. Castro e t Séraphin [Castro, 1966] distinguent également les phasesα1 et α2 selon leur texture morphologique.
Pour une microstructure équiaxe, une augmentation de la taille des grains de la phase α modifie les propriétés mécaniques :
La résistance diminue (effet Hall-Petch),
La ductilité est réduite du fait d’une part de l’allongement des empilements de dislocations (très grande concentration de contrainte en tête d’empilement favorable à la microfissuration) et d’autre part ces empilements s’appuient sur l’interface α/β relativement fragile,
La ténacité décroît : ceci est dû d’une part à la aisseb de résistance et de ductilité mais aussi au fait que la propagation de la fissure est moins perturbée par un nombre plus faible d’interfaces α/β,
La tenue en fatigue diminue (même explication que pour la ténacité),
La résistance au fluage augmente : cette propriétéest régie par la phase α (coefficient d’auto-diffusion 1000 fois plus faible que celui de la phase β) et les vitesses de fluage, notamment dans le régime stationnaire, sont inversement proportionnelles à la taille de grains de la phase α.
Pour une microstructure lamellaire, une augmentation de la taille des lamelles α a la même incidence sur les propriétés décrites ci-dessus. Onconstate, en outre, que la morphologie lamellaire accroît la ténacité car le chemin de propagation des fissures est plus tortueux. La structure lamellaire présente cependant une résistance et surtout une ductilité inférieures par rapport à la structure équiaxe [Combres, 1991].

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Table des matières

1. INTRODUCTION
1.1. CONTEXTE
1.2. PROBLEMATIQUE ET DEMARCHE SCIENTIFIQUE
2. ETUDE BIBLIOGRAPHIQUE
2.1. GENERALITES SUR LE SOUDAGE
2.2. PROCEDE DE SOUDAGE PAR FAISCEAUX A HAUTE ENERGIE : LE LASER
2.2.1. Généralités
2.2.2. Le soudage par laser YAG
2.2.2.1. Principe et généralités
2.2.2.2. Description du laser YAG
2.2.2.3. Le soudage laser YAG impulsionnel
(a) Généralités
(b) Transfert de l’énergie
(c) Formation du bain de fusion
(d) Formation du capillaire
(e) Formation du plasma
(f) Etude macrographique d’un joint soudé par ce procédé
2.2.2.4. Caractéristiques du soudage laser YAG propre à notre étude
2.3. LE TITANE ET SES ALLIAGES
2.3.1. Le titane
2.3.1.1. Généralités sur le titane, [Boyer, 1994], [Combres, 1997]
2.3.1.2. Structure du titane et propriétés physiques [Combres, 1999, a], [Handbook titanium, 1974]
(a) Aspects cristallographiques
(b) Propriétés physiques du titane
(c) Propriétés mécaniques
2.3.1.3. Classification des alliages de titane et effets des éléments d’alliage
(a) Les alliages α
(b) Les alliages β et quasi β
(c) Les alliages α-β
(d) Hérédité structurale
2.3.1.4. Les différentes phases rencontrées dans les alliages de titane et leurs morphologies [Combres, 1995] ..
(a) Phase α :
(b) Phase β :
(c) Phases martensitiques :
(d) Phase fragilisante :
(e) Phases intermétalliques :
2.3.2. Présentation de l’alliage de titane étudié : le TA6V [Combres, 1995]
2.3.2.1. Généralité
2.3.2.2. Les diverses morphologies du TA6V après traitement thermique
2.3.2.3. Cinétiques de transformation de phases : Diagrammes T.T.T et T.R.C du TA6V
(a) Diagramme T.T.T.du TA6V
(b) Diagramme T.R.C. du TA6V
2.3.2.4. Caractéristiques mécaniques et physiques de l’alliage TA6V
(a) Caractéristiques physiques
(b) Caractéristiques mécaniques
2.3.2.5. Fabrication d’une barre forgée de TA6V :
2.4. SOUDABILITE DU TA6V
2.4.1. Le soudage du titane
2.4.2. Les procédés de soudage
2.4.3. Evaluation de la qualité d’une soudure
2.4.4. Caractéristiques métallurgiques des soudures
2.4.5. Mécanique des soudures
2.4.5.1. Ténacité
2.4.5.2. Fatigue
2.4.5.3. Résistance statique et ductilité
2.5. CONCLUSION
3. ETUDE METALLURGIQUE
3.1. INTRODUCTION
3.2. ANALYSES METALLURGIQUES DES CORDONS DE SOUDURE
3.2.1. Zones caractéristiques lors du soudage du TA6V
3.2.2. Etude de la zone affectée thermiquement (Z.A.T.)
3.2.3. Etude de la zone fondue
3.2.3.1. Analyse par DRX de la structure cristallographique [Ravat, 2004]
(a) Dispositif et conditions expérimentales
(b) Résultats
3.2.3.2. Analyse par microsonde de Castaing d’un cordon de soudure
3.2.3.3. Analyse au MEB des zones d’hétérogénéités
3.2.4. Bilan de l’analyse du cordon de soudure
3.3. ETUDE DES TRANSFORMATIONS DE PHASES
3.3.1. Etude pour des conditions de chauffage lent. Approche de l’équilibre thermodynamique et évolution des paramètres de maille et du taux de phase en fonction de la température
3.3.1.1. Analyse DRX in situ au synchrotron
3.3.1.2. Analyse par thermocalc® de l’influence de la composition chimique
3.3.1.3. Essais dilatométriques pour un chauffage lent
3.3.2. Transformation de phases hors équilibre thermodynamique
3.3.2.1. Dilatométrie rapide sur machine GLEEBLE
3.3.2.2. Traitement thermique successif (caractérisation métallographique)
3.3.2.3. Essai dilatométrique rapide sur éprouvette tubulaire
3.4. MODELISATION METALLURGIQUE
3.4.1. Modélisation à partir des diagrammes TTT
3.4.2. Modèles phénoménologiques des transformations de phase (modélisation à partir des diagrammes TRC)
3.4.2.1. Modèle de Leblond
3.4.2.2. Modèle de Waeckel
3.4.2.3. Modèle de transformation Martensitique
3.4.3. Choix du modèle métallurgique
3.5. BILAN METALLURGIQUE
4. ETUDE THERMOMECANIQUE DU TA6V
4.1. INTRODUCTION
4.2. CARACTERISATION EXPERIMENTALE
4.2.1. Objectif des essais et détermination de la gamme de sollicitation
4.2.2. Essai mécanique cyclique (traction / compression)
4.2.2.1. Dispositif et conditions expérimentales de l’essai cyclique
4.2.2.2. Programme expérimental des essais cycliques
4.2.2.3. Résultats expérimentaux des essais de caractérisation
(a) Influence des cycles pour le TA6V
(b) Effet du maintien en température
(c) Caractérisation de l’écrouissage du matériau
(d) Sensibilité à la vitesse de déformation et à la température
(e) Comparaison du comportement mécanique du matériau de base et de la martensite
4.2.2.4. Discussion
4.2.3. Essai de traction-relaxation
4.2.3.1. Dispositif et conditions expérimentales de l’essai de relaxation
4.2.3.2. Programme expérimental des essais de relaxation
4.2.3.3. Résultat des essais de relaxation
(a) Etude de l’anisotropie du matériau
(b) Etude de la relaxation du matériau de base et de la martensite
4.2.3.4. Discussion
4.2.4. Essai sur machine DITHEM avec mesure de résistivité
4.2.4.1. Dispositif et conditions expérimentales
4.2.4.2. Programme expérimental des essais DITHEM
4.2.4.3. Présentation des résultats
4.2.4.4. Discussion des résultats
4.2.5. Synthèse des essais expérimentaux
4.3. MODELISATION DU COMPORTEMENT THERMOMECANIQUE DU MATERIAU
4.3.1. Présentation du modèle utilisé dans chaque phase
4.3.1.1. Cadre général
4.3.1.2. Le modèle viscoplastique
(a) Phénomène d’écrouissage
(b) Variable d’écrouissage
(c) Effets de la viscosité
(d) Expression de l’écoulement viscoplastique
(e) Expression de l’écrouissage
4.3.2. Etape de changement d’échelle
4.3.3. Implantation numérique du modèle
4.3.4. Identification de la loi de comportement
4.3.5. Détermination des paramètres du modèle
4.3.6. Comparaison du modèle avec l’expérience
4.4. SYNTHESE SUR LE COMPORTEMENT THERMOMECANIQUE
5. VALIDATION GLOBALE DE LA DEMARCHE
5.1. DESCRIPTIF DE L’ESSAI DE VALIDATION
5.1.1. Préparation de l’essai
5.1.1.1. Préparation du poste laser
5.1.1.2. Agrafage des échantillons
5.1.1.3. Contrôle dimensionnel avant soudage
5.1.1.4. Instrumentation thermique
5.1.2. Cas de la plaque
5.1.2.1. Implantation des thermocouples
5.1.2.2. Résultats
5.1.2.3. Déformation de la plaque après soudage
5.1.3. Cas des tubes
5.1.3.1. Implantation et résultats des thermocouples
5.1.3.2. Mesure des contraintes au niveau du cordon durant le soudage
5.1.3.3. Analyses des contraintes résiduelles par DRX
5.2. MODELISATION DE L’APPORT DE CHALEUR DU PROCEDE
5.2.1. Introduction
5.2.2. Simulations thermiques par éléments finis des cordons de soudure
5.2.2.1. Hypothèses de calcul
(a) Effets convectifs
(b) Pertes thermiques
5.2.2.2. Détermination de la source de chaleur numérique
(a) Caractérisation de la forme du flux
(b) Détermination de l’intensité du flux
5.2.2.3. Comparaison des simulations optimisées avec l’expérience
5.2.3. Discussion
5.3. MODELISATION MECANIQUE DU PROCEDE DE SOUDAGE DE LA PLAQUE ET DU TUBE
5.3.1. Introduction
5.3.2. Générations des contraintes internes
5.3.3. Conditions de calcul
5.3.4. Résultats du calcul mécanique sur la plaque
5.4. CONCLUSION
6. CONCLUSIONS GENERALES ET PERSPECTIVES
BIBLIOGRAPHIE