Oxydation gazeuse de l’alliage 690 et autres alliages à base nickel

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Principes physiques de solidification rapide lors d’une interaction laser-matière

Il ne s’agit pas ici de rappeler la théorie de la solidification, trop complexe pour être décrite sommairement, mais simplement de rappeler la spécificité des régimes de solidification induits par les procédés laser.

Généralités sur la solidification et conditions thermiques locales

Les processus de solidification intervenant à l’échelle des interfaces liquide-solide sont à l’origine des états microstructuraux (taille et forme des grains, présence de défauts…) et chimiques (distribution d’éléments d’alliage) résiduels dans les alliages métalliques. Selon Lesoult, ces processus peuvent être décrits par la succession des étapes suivantes: (1) refroidissement du liquide à partir de OXYZïYðïg ‹ l, (2) germination, (3) croissance des germes stables, (4) solidification finale des liquides inter-dendritiques, (5) refroidissement final du solide (Lesoult, 1986).
Pour des régimes impulsionnels, tels que ceux intervenant dans la fusion superficielle par laser pulsé, le temps d’interaction laser-matière Q est directement égal à la durée d’impulsion. Il peut alors être atteint des vitesses de refroidissement c?`5#sÆ/t élevées, supérieures à* Ž“œ˜˜#Æ/, par exemple en régime nanoseconde, et des vitesses de déplacement de l’interface solide-liquide cg^X#sp/t supérieures au p/. Dans ces conditions, dites de solidification rapide, les microstructures de solidification et la distribution des éléments chimiques sont spécifiques.

Formation des microstructures

Pour des vitesses de solidification très élevées, typiques des procédés laser, la diffusion chimique n’a pas le temps de se produire complètement au niveau du front liquide-solide, ce qui conduit à des conditions localement hors équilibre thermodynamique. Selon les matériaux, des phases métastables (martensite sur les aciers) peuvent alors se former ou plus généralement augmenter la solubilité des éléments d’alliage dans la phase solide (sursaturation). A ces différents effets, s’ajoute l’affinement de la microstructure, en particulier la réduction de la taille des espacements inter-dendritiques.
Au niveau microstructural, l’augmentation de la vitesse d’avancée de l’interface solide-liquide cg^X# déstabilise le front de solidification qui s’écarte progressivement de la configuration « front plan » pour évoluer vers une solidification cellulaire ou dendritique (Figure 1.6).
Toutefois, à vitesse très élevée, supérieure à la vitesse absolue #cT), le rayon de courbure de ce front va tendre vers l’infini et retrouver une morphologie « front plan » (Malicrot, 2008).
Des cartographies de microstructure spécifiques à chaque alliage permettent également de relier les morphologies des grains métallurgiques (généralement colonnaires ou équiaxes) aux variables de solidification locales (gradient thermique b#sÆ/pt et vitesse de déplacement de l’interface solide-liquide cg^X). Elles sont établies analytiquement à partir des conditions thermiques et chimiques locales de part et d’autre du front de solidification (Figure 1.7) (Mokadem, 2004).
Figure 1.6 : Evolution des microstructures en fonction de la vitesse de déplacement de l’interface solide-liquide (Malicrot, 2008).
De façon générale, des rapports (bñcg^X) équivalents au niveau du front de solidification conduisent aux mêmes types de microstructures (front plan, cellulaire, dendritique), alors que le produit b × cg^X, représentant la vitesse de refroidissement c?`5#sÆ/t,conditionne la taille de la microstructure générée (qui s’affine avec b × cg^X). Ainsi, sur l’exemple de la Figure 1.7, les microstructures front plan ou dendritiques-colonnaires sont obtenues pour de faibles vitesses de solidification et des gradients thermiques élevés alors que les microstructures équiaxes sont obtenues pour des cg^X élevées et des b plus faibles.
Appliqué au cas d’une fusion superficielle par laser, ce type de modèle analytique permet par exemple de prédire la transition colonnaire vers équiaxe (Mokadem, 2004). Ainsi, lors de la fusion superficielle par laser, le front de solidification progresse dans la direction du gradient thermique b, vers la surface:
En début de solidification (bas de zone fondue), b est élevé et cg^X faible, les grains croissent selon b et sont colonnaires.
En fin de solidification (proche de la surface), b est faible (chaque point du liquide résiduel est à la même température). cg^X est élevée et la structure est équiaxe car tous les grains cristallisent en même temps.

Effets induits par la fusion superficielle par laser sur des alliages à base fer ou nickel

Une succession de cratère sur une surface permet d’affecter la topographie. Cette topographie, outre les modifications chimiques et métallurgiques associées, peut être responsable des propriétés mécaniques conférées à la surface post-traitement. Elle peut améliorer l’adhérence (Pedraza, et al., 1988) et la résistance à l’usure et au frottement (Schreck, 2005). A plus petite échelle, la dureté des premiers micromètres peut être augmentée. En effet, la solidification après l’interaction laser-matière peut engendrer un affinement de la microstructure (Stott, 1987) (Voisey, et al., 2006).
Depuis les années 1990, les traitements de surface par laser visent aussi à modifier la composition chimique pour protéger la surface d’aciers inoxydables contre la corrosion par piqûration (Stokes, 1989) (Brandsen, et al., 1990) (Conde, et al., 2001) (Bao, et al., 2006) (Pacquentin, 2012).

Principe de la fusion superficielle par laser

Le traitement de fusion superficielle par laser consiste à balayer une surface à l’aide d’un laser (Figure 1.8) continu ou pulsé ; les durées d’interaction entre le laser et la matière variant de la nanoseconde à la milliseconde (Peyre, et al., 2012).
Figure 1.8 : Schéma de la Fusion Superficielle par Laser (Peyre, et al., 2012).
Dans le bain liquide métallique avant solidification, des mouvements de convection peuvent apparaître. Ces mouvements de convection sont générés par le gradient de tension de surface (jsOt) dû aux gradients de température imposés. Ils contribuent à la dissolution de certaines inclusions présentes en surface avant traitement et à l’homogénéisation de la composition chimique. C’est alors qu’apparaît l’effet Marangoni (Équation 1.10).
La répétition des impacts laser pour traiter une surface impose une répétition locale de cycles thermiques. Ces impacts sont plus ou moins espacés les uns des autres en fonction du taux de recouvrement de l’impact suivant sur le précédent. La durée des impulsions et la vitesse de balayage imposent une cinétique importante de fusion (jusqu’à Ž“˜:#Æ/). Ces cycles imposent des changements d’état à répétition et permettent de modifier la microstructure mais aussi la composition chimique de l’extrême-surface.

Effets microstructuraux de la fusion superficielle par laser

La fusion superficielle par laser impose aux matériaux des vitesses de refroidissement très élevées (jusqu’à Ž“£#Æ/), entraînant des solidifications rapides et des gradients thermiques instantanés æbsÆ/ptç importants. Ces vitesses de solidification æcg^Xsp/tç imposent une microstructure cellulaire et une diminution de la taille des grains (Voisey, 2006) (Cui, et al., 2008).
Ces conditions thermiques influent sur la microstructure après solidification. La taille des grains diminue quand la vitesse de solidification augmente. Les grains croissent dans la direction du gradient thermique. Plus la vitesse augmente et plus les grains sont globulaires ; ils ont moins de temps pour développer leurs « bras », bloqués par de nouveaux grains (Reinhart, 2006).
C’est pourquoi, Vedat Akgün et al. préconisent un prétraitement laser pour augmenter le nombre de chemin de diffusion avant traitement thermique sur l’alliage 304L4 (Vedat Akgün, et al., 1995). En effet, les grandes vitesses de fusion puis solidification dues à la fusion superficielle par laser permettent de modifier la microstructure, en diminuant la taille des grains et la composition chimique, par exemple, en redistribuant les inclusions contenant du soufre dans la matrice environnante (Moulin, et al., 1990).

Effets chimiques de la fusion superficielle par laser

Suite au traitement de surface par laser, la modification de la composition chimique est l’effet le plus bénéfique pour augmenter la résistance à la corrosion (Vedat Akgün, et al., 1995) (Liu, et al., 2010).
Il a aussi été prouvé que la teneur en oxygène influait beaucoup sur l’oxydation de certains léments. Il y a compétition entre le chrome, le nickel et le fer, en fonction de leur affinité avec l’oxygène. L’utilisation d’un gaz lors de la fusion superficielle par laser a été étudiée (Conde, et al., 2001). Les essais sous argon et sous azote montrent que l’utilisation d’un gaz protecteur permet de fabriquer une couche plus résistante aux tests de corrosion par piqûration (Conde, et al., 2001).

Oxydation à l’état liquide

Les mécanismes d’oxydation à haute température des métaux solides sont relativement bien connus et mènent souvent à des cinétiques d’oxydation paraboliques pour décrire les variations d’épaisseur W des couches d’oxydes en fonction du temps u (W³ = A × u). Dans ce cas, la constante cinétique A dépend surtout de la migration ionique et électronique à travers la couche d’oxyde formée, et la diffusion de l’oxygène dans le métal solide est négligée. Dans le cas des alliages Fe-Cr-Ni, l’oxydation à chaud conduit bien à la formation d’une couche 4 304L : alliage base fer + 20% Cr 10 % Ni 2% Mn + Si, P, S, N, C (AK Steel Corporation, 2007) thermodynamiquement stable et passivante de 7J–•— à haute température, qui peut évoluer vers des spinelles lorsqu’elle est combinée à d’autres oxydes métalliques (Muller, 2013).
Toujours selon Muller, l’interaction de l’oxygène avec les métaux liquides met en jeu des processus assez similaires à ceux observés dans les solides (adsorption de l’oxygène, dissociation-ionisation, puis diffusion et réaction d’oxydation), auxquels peuvent s’ajouter des mécanismes de transport convectif de l’oxygène. Les mécanismes réactionnels limitants sur les aciers semblent être associés aux réactions d’adsorption et de dissociation (•–sdt µ •–snIt µ •– œ ‹ Wœ), puis à celle d’incorporation de l’oxygène dans la couche liquide superficielle du métal. Peu d’informations existent cependant sur la solubilité de l’oxygène dans les alliages liquides présentant une couche d’oxyde liquide préformée, comme cela peutêtre le cas sur les alliages à base de fer. Il semble cependant que l’oxygène présent dans les liquides puisse y être présent sous forme ionique, associé aux ions métalliques (comme par exemple [W•– œ).
Dans le cadre de cette étude, les données manquent en ce qui concerne la formation de 7J–•— à partir de l’interaction de l’oxygène avec un alliage base Nickel à l’état liquide. Cela est encore plus vrai pour des zones fondues maintenues pendant des temps inférieurs à la microseconde et conduisant à des réactions d’oxydation fortement anisothermes.
En effet, en fonction du temps d’interaction entre le laser et le métal, l’oxygène peut pénétrer dans le bain liquide. La quantité d’oxygène absorbée est proportionnelle à la pression partielle de celui-ci dans le milieu environnant et dépend de la quantité de métal fondu (Emi, et al., 1974).

Table des matières

INTRODUCTION
CHAPITRE 1. ETAT DE L’ART
1.1 L’alliage 690
1.1.1 Composition chimique et application industrielle
1.1.2 Comportement des alliages à base nickel dans le milieu primaire
1.1.3 Oxydation gazeuse de l’alliage 690 et autres alliages à base nickel
1.1.4 Traitements de surface sur l’alliage 690
1.2 Interaction laser-matière – Phénomènes physiques mis en jeu
1.2.1 Absorption du rayonnement
1.2.2 Différents types de traitements de surfaces par laser
1.2.3 Principes physiques de la fusion et de la vaporisation par laser
1.2.4 Principes physiques de solidification rapide lors d’une interaction laser-matière
1.3 Effets induits par la fusion superficielle par laser sur des alliages à base fer ou nickel
1.3.1 Principe de la fusion superficielle par laser
1.3.2 Effets microstructuraux de la fusion superficielle par laser
1.3.3 Effets chimiques de la fusion superficielle par laser
1.4 Synthèse de l’état de l’art et verrous
CHAPITRE 2. STRATEGIE EXPERIMENTALE
2.1 Matériau et préparation de surface
2.1.1 Échantillons plans
2.1.2 Préparation de la surface avant traitement laser
2.1.3 Mesures d’absorptivité
2.2 Traitements de surfaces par laser nano pulsé
2.2.1 Montage expérimental
2.2.2 Détermination de la distance focale
2.2.3 Conditions des traitements de fusion superficielle par laser nano pulsé
2.2.4 Traitements sous argon et collecte des aérosols
2.3 Traitements de surfaces par laser milli pulsé
2.3.1 Montage expérimental
2.3.2 Conditions des traitements de fusion superficielle par laser milli pulsé
2.4 Caractérisation des surfaces traitées par laser
2.4.1 Microscopie interférométrique
2.4.2 Microscopie électronique à balayage (MEB)
2.4.3 Diffraction des électrons rétrodiffusés (EBSD)
2.4.4 Spectroscopie de rayons X à dispersion d’énergie (EDS)
2.4.5 Spectrométrie à décharge luminescente (SDL)
2.4.6 Spectrométrie de photoélectrons X (XPS)
2.4.7 Microscopie électronique en transmission (MET)
2.4.8 Spectrométrie à torche à plasma (ICP OES)
2.5 Mesures de nickel relâché au contact du milieu primaire
CHAPITRE 3. ANALYSES DES MODIFICATIONS SUPERFICIELLES APPORTEES PAR LES TRAITEMENTS DE FUSION SUPERFICIELLE PAR LASER NANO PULSE
3.1 Influence de la puissance du faisceau laser
3.1.1 Analyse morphologique et microstructurale de mono impacts
3.1.2 Analyse morphologique et microstructurale de surfaces traitées au laser avec 50 % de recouvrement
3.1.3 Analyse chimique de surfaces traitées au laser avec ! »#% de recouvrement
3.1.4 Bilan : choix d’une puissance permettant d’augmenter le rapport $&/'(
3.2 Influence du taux de recouvrement
3.2.1 Analyse morphologique et microstructurale de surfaces traitées avec une puissance de 8.8 W
3.2.2 Analyse chimique des surfaces traitées au laser avec une puissance de 8.8 W
3.2.3 Etude en coupe de la couche d’oxyde formée avec une puissance de 8.8 W et un taux de recouvrement de ) »#%
3.2.4 Bilan : optimisation du taux de recouvrement pour * = +. +#,
3.3 Influence de l’atmosphère
3.3.1 Analyse morphologique et microstructurale de surfaces traitées sous argon
3.3.2 Analyse chimique de surfaces traitées sous argon
3.4 Conclusion intermédiaire
3.5 Tenue de la couche formée par fusion superficielle par laser au contact du milieu primaire
3.5.1 Caractéristiques de la surface traitée avant test
3.5.2 Relâchement du nickel
3.5.3 Analyses microstructurales après séjour dans PETER
3.5.4 Analyses chimiques après séjour dans PETER
3.6 Conclusion
CHAPITRE 4. CONTRIBUTION A LA COMPREHENSION DE LA FORMATION D’UNE COUCHE D’OXYDE PAR TRAITEMENTS DE FUSION SUPERFICIELLE PAR LASER
4.1 Récupération des aérosols sous argon
4.1.1 Analyse expérimentale
4.1.2 Apport de cette étude
4.2 Calculs thermodynamiques
4.2.1 Chemin de solidification à l’équilibre
4.2.2 Chemin de solidification selon le modèle de Gulliver-Scheil
4.2.3 Solidification à l’équilibre sous air
4.3 Interactions avec le laser milli pulsé
4.3.1 Etude de mono impacts en régime milli pulsé
4.3.2 Traitements de fusion superficielle par laser avec des durées d’impulsion de « . -#01 et « . !#01
4.3.3 Conclusion intermédiaire
4.4 Simulation numérique de la fusion superficielle par laser nano pulsé
4.4.1 Modèle numérique
4.4.2 Méthode ALE (Arbitrary Lagrangian – Eulerian)
4.4.3 Problème thermique
4.4.4 Problème hydrodynamique
4.4.5 Paramètres matériau du modèle
4.4.6 Résultats numériques et vérification expérimentale
4.4.7 Conclusion intermédiaire
4.5 Conclusion
CHAPITRE 5. DISCUSSION GENERALE
5.1 Comparaisons des caractéristiques du traitement de fusion par laser dans les régimes nano et millipulsés
5.2 Description physique des mono impacts
5.3 Formation de la couche d’oxyde
5.4 Comportement des surfaces dans PETER
CONCLUSION ET PERSPECTIVES
REFERENCES
ANNEXES

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