Simulation du procédé d’élaboration TMCP

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Soudabilité

La mise en oeuvre des aciers pour tubes implique des opérations de soudage, que ce soit en usine (soudure longitudinale ou hélicoïdale des tubes), ou sur le terrain (assemblage des tubes). Au cours de ces opérations, l’acier subit un cycle de réchauffage – refroidissement très rapide. La conséquence en est la présence de onesz fondues ou de zones affectées par la chaleur, dans lesquelles des transformations métallurgiques importantes se produisent, entraînant la formation possible de phases dures fragilisantes.
On définit la soudabilité de l’acier comme son aptitude à ne pas former de structures de trempe fragilisantes durant l’opération de soudage .L’effet du carbone est prépondérant, mais d’autres éléments d’alliage interviennent également.On a donc défini la notion de Carbone équivalent qui intègre l’effet des principaux éléments d’alliage. Les aciers pour pipelines possèdent généralement un taux de carbone équivalent inférieur à 0.5%. La présence d’éléments d’alliage est de ce fait nécessairementlimitée. Il ne faut pas oublier que les spécifications imposent des niveaux de résilience inimum sur le métal de base, mais aussi dans les zones soudées.

Résistance à la corrosion

Malgré les mesures de protection cathodique et de revêtement des tubes, ceux-ci sont soumis à la corrosion : attaque externe par les con ditions d’environnement (nature des sols, humidité, température…), et attaque interne par el gaz lui-même selon le mécanisme HIC (Hydrogen Induced Corrosion) par H2S. La propagation de microfissures de corrosion est de plus activée par les contraintes de traction agissant sur la structure : pression de service, flexions, variation cyclique de pression. On parle alors de SCC (Stress Corrosion Cracking). L’endommagement par la corrosion externe se traduit par l’apparition progressive de colonies de microfissures. C’est la coalescence et la propagation de ces fissures qui peut constituer une amorce de fuite ou de rupture. L’effet de la corrosion sur l’intégrité du pipeline peut donc se révéler longtemps après l’apparition du phénomène. Ce problème devient de plus en plus important avec le vieillissement des réseaux d’oléoducs et de gazoducs.
Etant donnée la faible teneur en éléments d’alliage, ceux-ci n’exercent pas de protection directe contre la corrosion. En revanche, il est maintenant admis que les impuretés (S, P) ont un effet néfaste sur la corrosion SCC ou HIC. La présence d’inclusions allongées de sulfure de manganèse MnS favorise le phénomène [11]. Les efforts réalisés pour augmenter la résilience en baissant le taux d’impuretés se aduisenttr également par un effet favorable sur la résistance à la corrosion. Les aciers pour gaz acides ont des spécifications sur la composition chimique plus strictes que les autres aciers. Ils ont généralement une teneur en carbone très faible (% C < 0.05 % ) et une teneur réduite en manganèse( % M n < 1.5 % ) [ 1 2 ] . Les spécifications en termes de limite d’élasticité sont moins sévères equpour les aciers à haut grade. Les épaisseurs demandées sont généralement plus importantes.

Fatigue

La pression de service dans la conduite évolue de manière sensible en fonction de la demande. A titre d’exemple, la fig. (II.12) illustre la variation de pression sur une conduite de gaz sur 425 jours. L’amplification des contraintes créée par un défaut(choc sur le tube, défaut de soudure…) peut engendrer l’amorçage et la propagation de fissures de fatigue. L’état des contraintes résiduelles a, dans ce cas,une grande importance [13].

Procédé d’élaboration TMCP

La mise en pratique des principes métallurgiques précédents au travers du laminage à température contrôlée a abouti à l’amélioration descaractéristiques des aciers depuis plus de 30 ans. Le principal mécanisme recherché est celui de l’affinement de la taille de grain. Aussi, la composition chimique et la succession des traitements appliqués visent cet objectif.
Nous avons jusqu’à présent vu principalement les effets de composition sur les propriétés mécaniques de l’acier. Ces prpriétés peuvent êtreconsidérablement améliorées par la succession des opérations de traitement thermique et de laminage. La Fig.(II.13) schématise une séquence typique de traitement. Les étapes fondamentales sont les suivantes :

C o n d i t i o n s d e r é c h a u f f a g e d e l a b r a m e

Le temps et la température de réchauffage de la brame vont conditionner l’étatinitial de l’austénite au début du laminage. Ils sont choisisde manière à obtenir une austénite homogène en évitant un grossissement excessif du grain. La température de réchauffage est abaissée au maximum, mais elle doit rester suffisante pour remettre en solution les carbures et carbonitrures précipités.

P h a s e s d e l a m i n a g e

Le laminage est conduit en deux temps Fig.(II.13). La première étape est effectuée à haute température. L’austénite recristallise vite et de manière homogène. Une part très importante de la réduction d’épaisseur de la brame st appliquée dans ce domaine.
Au fur et à mesure que la température baisse, la recristallisation devient de plus en plus difficile. En maîtrisant bien la température et le temps entre chaque passe, on aboutit à une austénite recristallisée fine et homogène. Au coursde l’étape suivante, on amène progressivement la tôle à l’épaisseur désirée, et no confère à l’austénite de bonnes caractéristiques en vue du changement de phase .

T e m p é r a t u r e d e d é b u t d e t r a n s f o r m a t i o n a u r e f r o i d ise m e n t Ar3

Celle-ci est abaissée par les éléments d’alliage mmagènesga et une vitesse de refroidissement élevée. La phase de laminage est conduite jusqu’à la température de fin de laminage T FL la plus basse possible. On reste cependant généralement en phase austénitique ( T FL > A r 3, où Ar 3 est la température de début de transformation au refroidissement) pour éviter le laminage inter-critique. Ce type de laminage entraîne une forte augmentation de la limite d’élasticité par écrouissage de la ferrite, mais une augmentation concomitante de la température de transition et une diminution de l’énergie au palier ductile.

E t a p e d e r e f r o i d i s s e m e n t

Afin de contrôler la cinétique de transformation et la microstructure finale, la phase de refroidissement est d’une importance cruciale. Elle est caractérisée par la vitesse de refroidissement VR qui a augmenté au cours du temps en passant du refroidissement à l’air calme, puis à l’air pulsé et enfin à des pulvérisations d’eau. Une augmentation de la vitesse de refroidissement permet de former des microstructures finales plus fines. Les vitesses de refroidissement typiques à l’air sont d’environ 2°C.s -1
Le procédé de laminage à température contrôlée a permis, en maîtrisant les conditions de déformation et de transformation de l’austénite, d’obtenir des microstructures ferrito-perlitiques très fines. Les tailles de grain atteintes actuellement sont de quelques microns seulement. L’emploi d’éléments de micro-alliage permet encore d’augmenter l’efficacité de ce traitement (Fig. (II.14)). Pour affiner davantage la microstructure, les producteurs de tôles sont amenés à augmenter la vitesse de refroid issement. Cela s’accompagne d’une évolution du produit final par le passage à des microstructures de type bainitique.

Généralités sur les déformation sàchaud

En général, la déformation à haute température (T>0.5 TF) d’un métal ou d’un alliage se caractérise par la coexistence de l’écrouissage etde l’adoucissement pendant la déformation. L’écrouissage est dû à l’augmentation de la densitédes dislocations sous l’effet de la déformation plastique. Quant à l’adoucissement il est dû à l’activation des processus de restauration par annihilation des dislocations.
Suivant les conditions de température et de vitesse de déformation, une compétition se crée entre l’écrouissage et les phénomènes d’adoucissement. Dans de nombreux cas, lorsque la déformation à chaud est poursuivie ( ³ 0.5 ) cette compétition conduit souvent à l’établissement d’un régime d’écoulement stationnaire. Ce régime stationnaire correspond un état d’équilibre dynamique, dans lequel la structure du métal est adaptée aux conditions imposées (vitesse et température de déformation).
Dans les matériaux à forte énergie de défaut d’empilement de l’ordre de 10-1 J/m2 (exemple l’Aluminium et certains de ses alliages, le fer α et les aciers ferritiques…) l’adoucissement activé pendant la déformation à chaud correspond à la restauration dynamique. Le processus se caractérise par le réarrangement continu et l’annihilation individuelle des dislocations [16-18]. Lorsque le régime d’écoulement stationnaire est atteint, il y a équilibre entre les vitesses d’émission et ‘annihilationd des dislocations (Fig. (II.15)).
Dans les matériaux à faible énergie de défaut d’empilement de l’ordre de 10-2 J/m2 (exemple le Cuivre, le Laiton, le Fer γ et les aciers Austénitique) la restauration dynamique activée en début de déformation se produit relativement plus lentement et conduit à l’accumulation d’une quantité plus importante de dislocations. Le régime stationnaire défini ci-dessus ne peut pas être atteint tout de suite. Lorsque la densité de dislocations atteint une valeur critique [20], et sous certaines conditions de température et de vitesse de déformation, le mode d’adoucissement par recristallisation dynamique se caractérise par la germination et la croissance de nouveaux grains au cours de la déformation. L’écoulement conduit donc à l’établissement d’un régime stationnaire (Fig. (II16)),. différent de celui de la restauration dynamique.

Phénomènes intervenant au cours de la défomration àchaud .

D’une manière générale, on peut considérer que lesmécanismes qui interviennent lors de la déformation à chaud sont deux: la restauration et la recristallisation. Ils dépendent bien évidemment de paramètres mécaniques: température,vitesse de déformation, etc. mais également de paramètres métallurgiques: microstructure initiale, énergie de défaut d’empilement, etc.
Selon qu’ils se produisent au cours de la déformation du matériau ou après celle ci, on distinguera restauration et recristallisation dynamiques ou statiques, les termes recristallisation métadynamique continue ou dynamique géométrique seront aussi définis.

R e s t a u r a t i o n d y n a m i q u e .

Lors de la mise en charge du matériau, la densité ed dislocations augmente. Il y a égalementun réarrangement et une annihilation partielle des dislocations. Puis celles-ci migrent à l’intérieur de sous joints qui délimitent alors des sous grains lesquels conservent une densité de dislocation, une taille moyenne et une désorientation constante au cours de la déformation.
Les courbes contrainte-déformation obtenues sur des matériaux qui restaurent dynamiquement présentent généralement après le domaine d’élasticité une zone ou se produit un durcissement et enfin un domaine d’écoulement stationnaire (Fig. (II.15)). Les matériaux qui donnent lieu au seul phénomène de restaurationdynamique possèdent en général une forte énergie de défaut d’empilement [18]. Leur microstructure finale est formée de grains allongés dans lesquels les sous grains possèdent une densitéde dislocations uniforme et leur cinétique de recristallisation statique après déformation etassez lente [21].

R e c r i s t a l l i s a t i o n d y n a m i q u e .

Les courbes contrainte-déformation obtenues pour des matériaux qui recristallisent dynamiquement sont caractéristiques, On distingue deux types: après être passée par un maximum pour une déformation p , la contrainte diminue et atteint un état stationnaire (Fig. (II.16-a)) ou bien on observe une succession de phase d’adoucissement et de durcissement qui donnent lieu à des oscillations sur la courbe.
Ce mécanisme est observé essentiellement pour des matériaux à faible énergie de défaut d’empilement. L’apparition de germes nécessaires àla recristallisation peut s’expliquer par l’accumulation de dislocations dans les sous-joints. Certains sous-grains sont alors très désorientés par rapport à leurs voisins et tiennentlieu de germes de recristallisation.
Lorsque suffisamment de germes ont été crées, on assiste à une succession de phases de germination et de croissance de nouveaux grains, les grains recristallisés s’écrouissent à leur tour et ceci jusqu’à ce que l’on obtienne une microstructure d’équilibre. La microstructure finale ainsi obtenue est caractérisée par des grains fins et une densité de dislocations différente selon les grains [21].
La recristallisation statique qui suit la déformation d’un tel matériau est facilitée par l’existence de germes qui n’ont pas eu le temps de donner de nouveaux grains recristallisés pendant la déformation. On appelle cette recristallisation statique particulière recristallisation métadynamique ou post-dynamique. Sa principale caractéristique est de ne pas nécessiter de temps d’incubation [22].

R e c r i s t a l l i s a t i o n c o n t i n u e .

D’après certains auteurs [23], on peut également observer dans les matériaux à forte énergie de défaut d’empilement un phénomèneapparenté à la restauration dynamique et désigné par l’expression recristallisation continue. Il se caractérise d’abord par un allongement des grains initiaux et par l’apparition de sous-grains séparéspar des sous-joints faiblement désorientes (restauration dynamique). Puis la taille des sous-grains augmente et simultanément certains sous joints deviennent des joints et contribuent ainsi à la formation de nouveaux grains. Ce mécanisme se différencie de la recristallisation dynamique essentiellement par l’absence d’un mécanisme de germination et de croissance [24].

R e c r i s t a l l i s a t i o n d y n a m i q u e g é o m é t r i q u e

McQUEEN et al [16] et SOLBERG et al [24] ont proposé un troisième processus de recristallisation qu’ils ont observé sur des échantillons d’Aluminium ayant subit de grandes déformations en torsion ( 60 ). Ils la nomment recristallisation dynamique géométrique et l’expliquent de la façon suivante: au cours de la déformation, les grains s’allongent de plus en plus alors que les sous-grains qui se sont développés à l’intérieur de ceux-ci gardent une taille constante (restauration dynamique). La surface des joints augmente bien que les grains restent en nombre constant. Les joints de grains sont de plus en plus dentelés. L’épaisseur moyenne des grains diminue jusqu’à devenir inférieure à celle des sous-grains. On observe alors localement un rapprochement des joints de grains opposés ce qui crée des étranglements. Ceux-ci favorisent la séparation dugrain présent initialement en deux grains dont l’épaisseur moyenne est supérieure à celle dugrain dont ils sont issus (fig. (II.17).

P r o c é d u r e s e x p é r i m e n t a l e s

A n a l y s e t h e r m o m é c a n i q u e d u m a t é r i a u

La plupart des matériaux métalliques produits commercialement subissent au moins une étape de déformation à chaud pendant leur fabrication. Un tel traitement mène à la production des plaques, des bandes, des tiges, des pipes, etc. à b as prix. L’étude complète des phénomènes métallurgiques liés à la déformation à chaud a un ntérêti potentiel et considérable dans le contrôle du processus industriel. Cependant, les in vestigations dans le domaine de déformation à chaud exigent habituellement l’effort appréciable et l’équipement spécialisé. Les températures impliquées pour la plupart des métaux, particulièrement les aciers, rendent l’observation directe des mécanismes très difficile.Une attention particulière doit être donnée aux aciers, en termes d’histoire, présente et future. La plupart des aciers sont de structure ferritique aux températures ambiantes et la déformation à chaud, par définition, est effectuée dans la phase d’austénite. Par conséquent, l’études mécanismes métallurgiques ayant lieu pendant la déformation à chaud des aciers comporte beaucoup de créativité, imagination et travail dur [2].
Parmi les procédés industriels de laminage procurables pour la simulation, le laminage contrôlé des aciers micro-alliés, parce qu’il a comme conséquence la microstructure de taille de grain fine, fournissant une haute limite élastique et une bonne ténacité. Les aciers à basse teneur en carbone des HSLA ont été le sujet des travaux scientifiques innombrables dans les dernières décennies. Ces aciers sont souvent employés dans la production de canalisation pour le transport du gaz et de pétrole[3-12] dans les endroits de la température en dessous dezéro et dans la construction navale de bateau, parce qu’ils possèdent, une ténacité élevée à basse température et une bonne soudabilité[ 13-18].
Pour réaliser la microstructure exigée et les propriétés mécaniques des aciers HSLA, il est nécessaire d’avoir la connaissance au sujet du rôle des paramètres de composition et du procédé d’élaboration. La composition chimique de ‘acierl et des paramètres de TMCP, comme la température de réchauffage, quantité de éformationd dans différentes étapes du laminage, la température de fin laminage et le régime de refroidissement sont connus pour exercer l’influence appréciable sur la structure etla propriété du produit fini[19-26].
Les diagrammes TCC (Thermal continuous cooling) sont employés pour prévoir la microstructure et les propriétés mécaniques aprèsesd traitements thermiques. La plupart de ces courbes sont déterminées par la dilatomètrie avec [27-30] ou sans déformation [31-33] avant refroidissement. La dilatomètrie, sert à appliquer des déformations sur l’échantillon pour simuler celles imposées pendant un processus industriel tel que le laminage à chaud. Ici, une déformation équivalente approximativement de 5 estétendue dans les multiples passages requis pour ramener l’épaisseur d’une brame à celled’une bande. L’essai de torsion a été employé avec succès pour simuler les programmes delaminage industriels [34]. L’utilisation de l’essai de torsion et de l’analyse thermique peut rapporter les courbes de refroidissement d’une austénite déformée, qui peut être plus approprié aux conditions de laminage.
Les objectifs de cette partie sont l’analyse thermique, la détermination des contraintes d’écoulement en utilisant des essais de torsion et enfin nous nous servirons de tous les résultats des essais pour la simulation du procédéTMCP. La composition chimique du matériau étudié est donnée dans le Tableau (III.2).

Table des matières

Liste des tableaux
I. Introduction générale.
I.1 Contexte industriel :
I.2 L’enjeu : concilier Limite d’élasticité et Ténacité
I.2.1 Limite d’élasticité
I.2.2 Ténacité
I.3 Importance de l’étude de fatigue des aciers pour pipelines
I.3.1 C’est quoi la fatigue (matériel)
I.3.2 Fatigue induite par la fluctuation de la pression interne
I.4 Synthèse
I.4.1 Objectifs de l’étude
I.4.2 Plan du mémoire
I.5 Références bibliographiques
II. Rappels de bibliographie : Métallurgie des aciers pour pipelines
II.1 Métallurgie des Aciers Ferrito-Perlitiques micro-alliés
II.1.1 Propriétés d’emploi
II.1.1.1 Durcissement
II.1.1.2 Ténacité
II.1.1.3 Soudabilité
II.1.1.4 Résistance à la corrosion
II.1.1.5 Fatigue
II.1.2 Procédé d’élaboration TMCP
II.1.2.1 C o n d i t i o n s d e r é c h a u f f a g e d e l a b r a m e
II.1.2.2 P h a s e s d e l a m i n a g e
II.1.2.3 T e m p é r a t u r e de d é b u t de transformation a u refroidissement Ar3
II.1.2.4 E t a p e d e r e f r o i d i s s e m e n t
II.2 Généralités sur la déformation à chaud
III.2.1 Phénomène intervenant au cours d’une déformation à chaud
III.2.2 Phénomène intervenant après une déformation à chaud
III.2.3 Mécanismes Physiques responsables du comportement rhéologique
II.3 Conclusion
II.4 Références bibliographiques
III. Simulation du procédé d’élaboration TMCP
III.1 Production courante des aciers pour pipelines de ( Elh-ISF)
III.1.1 Etude statistique de la production des bobines
III.1.2 Motivation de l’étude
III.2 Procédures expérimentales
III.2.1 Analyse thermomécanique du matériau
III.3.1.1 Les tests de chauffage et de refroidissement
III.3.1.2 Test de délatometrie
III.3.1.3 Essai de torsion
III.2.2 Simulations de la technologie de laminage à chaud
III.3.2.1 Description des programmes de laminage proposés
III.3.2.2 Description des étapes de refroidissement et de bobinage
III.3.2.3 Phase de laminage
III.2.3 Essais de traction et de résilience des bandes laminées
III.3.3.1 Essai de traction
III.3.3.2 Essai de résilience
III.3 Résultats et discussion
III.3.1 Résultats de l’analyse thermomécanique du matériau
III.3.2 Résultats de la simulation de laminage
III.3.2.1 Les propriétés mécaniques
III.3.2.2 Influences des systèmes de refroidissement
III.3.2.3 La microstructure
III.4 Conclusion
III.5 Références bibliographiques
IV. Modélisation par régression neuronale
IV.1 Introduction
IV.2 Modélisation par réseaux de neurones
IV.2.1 Historique
IV.2.2 Neurone Biologique
IV.2.3 Neurone formel
IV.2.4 Réseau de neurone
IV.2.4.1 Optimisation de l’architecture du réseau
IV.2.4.2 Choix de fonction de transfert
IV.2.4.3 Évaluation Des Erreurs
IV.2.4.4 Choix de l’algorithme d’entraînement
IV.2.4.5 Critères d’arrêt
IV.3 Base de données
IV.4 Résultats et discussion
IV.5 Application
IV.6 Conclusion
IV.7 Références bibliographiques
V. Etude du comportement mécanique sous un chargement cyclique
V.1 Endommagement par fatigue
V.1.1 Courbe d’endurance
V.1.2 Zone de fatigue oligocyclique
V.1.3 Concept de tolérance au dommage
V.1.4 Coefficients de concentration de contraintes et de réduction de la résistance à la fatigue
V.1.5 Facteur d’Intensité des Contraintes
V.2 Propagation des fissures de fatigue
V.2.1 Amorçage de fissure de fatigue
V.2.2 Courbes de propagation et vitesse de fissuration en fatigue
V.2.3 Phénomène de fermeture
V.3 Présentation des matériaux étudiés
V.4 Modélisation du comportement sous chargement cyclique
V.4.1 Loi de comportement
V.4.2 Conception et maillage de l’éprouvette CT
V.4.3 Conception et maillage du tube
V.4.4 Simulations sous chargement cyclique
V.5 Simulations et calcul des vitesses de propagation
V.5.1 Sous chargement d’amplitude constante
V.5.1.1 Taille des éléments en pointe de la fissure
V.5.1.2 Critère d’endommagement
V.5.1.3 Vitesse de propagation de la fissure
V.5.1.4 Courbes de propagation
V.5.2 Sous chargement à amplitude variable
V.5.2.1 Cas de surcharges unitaires
V.5.1.2 Autres types de variation de chargement
V.6 Conclusion
V.7 Références bibliographiques
Conclusions générales

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