Viscoplasticité et microstructures d’un alliage de titane

Dans le domaine aéronautique, des alliages à haute résistance sont utilisés pour obtenir le meilleur rapport performance/masse. Les premiers disques du compresseur haute pression du moteur GE 90, réalisés en Ti 6242-Si forgé dans le domaine β, sont dimensionnés principalement sur la base de résultats obtenus en fatigue oligocyclique et en fluage. Toutefois, comme dans de nombreuses structures aéronautiques, le trajet de chargement consiste essentiellement en une mise en charge durant le décollage, cette charge restant quasiment constante durant le vol de croisière, puis s’annulant après l’atterrissage. Pour simuler ces conditions de chargement en laboratoire, la charge est gardée constante, généralement à la valeur maximale du cycle, pendant une période de maintien. Or il a été montré qu’au voisinage de la température ambiante, l’introduction d’un temps de maintien à contrainte maximale entraîne une réduction sévère de la durée de vie en fatigue de certains alliages de titane. La sensibilité au temps de maintien varie avec la température et disparaîtrait au-dessus de 150°C. L’origine précise de ce phénomène (appelé « dwell effect ») reste à identifier, si on souhaite agir efficacement sur ses conséquences. Les explications avancées invoquent un problème d’amorçage le long du plan de base de la phase hexagonale α (le constituant majeur de ce type d’alliage), avec un effet éventuel de fragilisation par l’hydrogène et/ou un problème de sensibilité particulière de certaines microstructures et/ou de microtextures locales. Plusieurs auteurs ont notamment montré qu’une viscoplasticité plus marquée au voisinage de l’ambiante qu’à plus haute température caractérisait de nombreux alliages de titane. Ce comportement inhabituel serait à relier à des phénomènes d’interactions entre dislocations et atomes interstitiels (O, C, N, H) généralement décrits par les termes de « vieillissement dynamique » ou « vieillissement statique ». D’autres manifestations, comme les instabilités observées sur les courbes de traction, dans certaines conditions de température et/ou de vitesse de sollicitation semblent confirmer cette interprétation.

L’étude a donc pour but de caractériser et d’analyser le comportement mécanique du Ti 6242-Si dans un large domaine de températures, de vitesses de sollicitation et de trajets de chargement. Les microstructures de déformation observées en microscopie électronique en transmission sur certains de ces états de déformation particuliers choisis au travers de tout le domaine de températures exploré, apporteront des éclairages ponctuels sur les bases physiques possibles d’une interprétation à l’échelle microscopique des phénomènes observés et mesurés à l’échelle macroscopique.

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.

Dans les alliages de titane, la transformation Cubique Centré → Hexagonal Compact se produit toujours par un mécanisme de cisaillement avec germination athermique, suivie éventuellement, dans le cas des refroidissements lents (de l’ordre de 2°C /min), d’une croissance thermiquement activée. Les plaquettes α qui se forment par refroidissement lent ou transformation isotherme ont avec la phase β les mêmes correspondances cristallographiques et les mêmes plans d’accolement que la martensite obtenue par trempe. On obtient ainsi soit une structure entièrement martensitique, appelée phase α’, soit une structure de type bainitique, dite en vannerie, avec une légère diffusion des éléments interstitiels perpendiculairement aux plaquettes. Suivant les conditions de refroidissement, et la nature ainsi que la concentration en éléments d’addition, les types de microstructure sont très variés. Par contre, il est impossible d’avoir, pour le titane pur, de la phase β stabilisée par trempe, même ultra-rapide.

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 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.

FLUAGE A BASSE TEMPERATURE DES ALLIAGES DE TITAN

Il est bien connu que les alliages de titane fluent à température ambiante (0,15 Tf), et ce pour de contraintes inférieures à la limite d’élasticité. Ceci a d’abord été observé sur du titane pur (Adenstedt, 1949), puis sur des alliages commerciaux (Thompson, 1973 ; Odegard, 1974 ; Eylon, 1977 ; Evans, 1979 ; Imam, 1979 ; Hack, 1982 ; Miller, 1987 ; Neeraj, 2000). Ce fait crucial, à prendre impérativement en compte pour le dimensionnement de pièces est souvent rapporté dans la littérature, mais son interprétation est toujours incertaine.

Une loi de fluage primaire parabolique de type :
ε  = At α (Eq. I-5)

a été proposée par Chu (1970), pour décrire ce fluage épuisement dans du Ti-6Al 4V, avec a = 0,2, ce qui implique que l’épuisement est particulièrement lent. Plus récemment, elle a été reprise par Brandes et Mills (2003) pour représenter le fluage primaire du Ti 6242Si. Suri (1997) a lui montré que cette valeur ne convenait pas pour les temps courts (<100s), pour lesquels il indique une valeur de a de 0,8. Pour les temps plus longs, il retrouve, ainsi que Miller (1987), une valeur de 0,2 quel que soit le type de microstructure, colonie ou vannerie. Il faut par contre noter que la déformation de fluage est plus faible pour la microstructure en vannerie, du fait de la longueur de glissement réduite par la taille même des lattes. Miller souligne également le fait qu’on n’observe pas de fluage stationnaire à température ambiante, mais plutôt un fluage primaire prédominant, alors que le fluage stationnaire est fréquent aux températures élevées.

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
Conclusion

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