II.1 R´ ealisation de liaisons soud´ ees h´ et´ erog` enes par soudage
un facteur essentiel et la r´eflectivit´e des mat´eriaux peut ˆetre ´etudi´ee en utilisant une sph`ere int´egrante (Xhaard, 2006).
Les diff´erentes param´etries employ´ees au cours de cette th`ese sont synth´etis´ees dans le tableau II.1 et le sch´ema de principe du soudage laser est pr´esent´e figure II.2.
Param´etries G1 G2 G3 G4 G5 G6
Mode de fonctionnement LYC LYI LYI LYI LYI LYI
Puissance crˆete, Pc (kW) 1.5 2.8 1.4 2.13 2.4 2.53
Vitesse, v (m.min−1) 1.5 - - - - -
Fr´equence, f (Hz) - 1. 10. 5. 5. 5.
Pas d’avance, p (mm) - 0.2 0.2 0.2 0.2 0.2
Dur´ee d’interaction,τ (ms) - 10. 15. 15. 15. 15.
Focalisation, foc (mm) 0. +2.5 +1. 0. 0. 0.
D´eport cˆot´e Ta, d´ep (mm) 0.2 0.2 0.1 0.1 0.1 0.1 Angle d’inclinaison vers le TA6V θ(°) 15. 15. 15. 5. 15. 22.
Tableau II.1 : Param´etries utilis´ees
Figure II.2 : Sch´ema de principe du soudage laser et rep`ere utilis´e.
Le rep`ere de la figure II.2 sera utilis´e tout au long de ce manuscrit et d´esigne respectivement les directions longitudinale, transverse et dans l’´epaisseur par rapport au sens de la passe. Les caract´eristiques morphologiques majeures de la jonction obtenue sont d´esign´ees, sur la figure II.2 :
• keyhole ou Zone Fondue (Z.F), qui est la zone de mati`ere ayant d´epass´ee sa temp´erature de fusion et qui donnera la jonction proprement dite apr`es refroidissement
• la Zone Affect´ee Thermiquement (Z.A.T), qui est une zone adjacente au keyhole mais n’ayant pas ´et´e port´ee `a fusion. Cette Z.A.T d´epend donc fortement du mat´eriau et du proc´ed´e.
Les proc´ed´es laser sont des proc´ed´es `a grande vitesse de soudage qui entrainent des cin´etiques de chauffe et de refroidissement tr`es rapide (de l’ordre de 104C.s−1 au chauffage et 103C.s−1 au refroidissement). La Z.A.T est g´en´eralement assez peu ´etendue et les distorsions li´ees au soudage sont faibles.
Le succ`es de la r´ealisation et de la tenue m´ecanique d’une liaison se d´efinit `a travers deux concepts (Murry, 1994) :
• la soudabilit´e op´eratoire : concernant la r´ealisation proprement dite et la maˆıtrise de la param´etrie.
• la soudabilit´e m´etallurgique : concernant le comportement de cette liaison et la tenue en service.
Nous nous int´eressons plus particuli`erement `a ce second concept o`u les cycles thermiques
”vus” par les mat´eriaux sont d’une importance majeure et dont l’influence est d´etaill´ee dans le paragraphe II.1.2
II.1.2 Nos mat´eriaux face au soudage
La soudabilit´e op´eratoire des liaisons Ta/TA6V est difficile puisque les propri´et´es thermiques des deux mat´eriaux (tableau II.2) ne facilitent pas la formation d’une liaison correcte.
Propri´et´es thermiques Ta TA6V
Temp´erature de fusion Tf, K 3269 1923 Conductivit´e thermiqueλ, W/mK `a 293 K 69.5 7.1
Tableau II.2 : Temp´erature de fusion et conductivit´e thermique des deux mat´eriaux.
Le Ta fond difficilement et conduit facilement la chaleur, la r´ealisation des soudures n´ecessite donc un d´ecalage du faisceau cˆot´e Ta. Le retour d’exp´erience sur la r´ealisation de ces liaisons au centre de Valduc est important et nous traiterons, par la suite, les probl´ematiques de soudabilit´e m´etallurgique. Pour cela, nous pr´esentons les mat´eriaux de l’´etude et l’influence des cycles thermiques sur les phases cristallographiques en pr´esence.
II.1.2.1 Le Ta
Le Ta ne subit pas de transformation de phase suite `a un traitement thermique, que les cin´etiques soient lentes ou rapides. Il est initialement cubique centr´e (C.C) et le reste donc au sein de la Z.F. Par contre, sa pr´esence conditionne fortement la pr´esence de certaines phases du Ti.
II.1.2.2 Le TA6V
Les alliages de titane TA6V sont des alliages compos´es de 4% d’Al et 6% de V. Au sein du TA6V, le Ti peut se pr´esenter sous la forme de deux vari´et´es allotropiques α et β dont les structures cristallines sont respectivement hexagonale compacte (H.C) et cubique centr´ee
(C.C). Cet alliage est biphas´e mais toutefois majoritairement α. La temp´erature de transus β (Tβ), i.e provoquant la transition de la phaseαen phase β, d´epend fortement des ´el´ements d’alliage et vaut th´eoriquement 882°C pour le Ti pur. La propension `a stabiliser la phaseα ou β, i.e `a d´eplacer Tβ, peut ˆetre ´evalu´ee en consid´erant le nombre n d’´electrons de valence par atome de l’´el´ement consid´er´e. Ainsi, les ´el´ements de valence sup´erieure au Ti stabilisent la configuration C.C et abaissentTβ (cf. tableau II.3 et figure II.3)
n Type d’´el´ement El´ement´ n>4 bˆetag`ene Mo, V, Fe, Ta, Cr ...
n=4 neutre Zr, Sn
n<4 alphag`ene Al, O, N ...
Tableau II.3 : Nature des ´el´ements d’alliage vis-`a-vis des phases du Ti.
Figure II.3: Diagramme pseudo-binaire pr´esentant l’influence des ´el´ements d’alliage surTβ
d’apr`es (Dye, 2007).
Les ´el´ements bˆetag`enes se divisent en deux cat´egories :
• les ´el´ements bˆetag`enes isomorphes conduisant `a une solution solide continue (Mo, V, Nb, Ta)
• les ´el´ements bˆetag`enes eutecto¨ıdes favorisant l’apparition de compos´es interm´etalliques (H, Mn, Fe, Cr, Au ...) not´es MX figure II.4
Figure II.4 : Diagramme pseudo-binaire pr´esentant l’influence (a) des ´el´ements bˆetag`enes isomorphes, (b) des ´el´ements bˆetag`enes eutecto¨ıdes d’apr`es (Dye, 2007).
L’ajout de Ta au sein de la Z.F va donc permettre de stabiliser la phase Tiβ sans favoriser la formation d’interm´etalliques tel que Ti3Al ou TiAl qui sont des phases fragilisantes d’un point de vue m´ecanique.
Il existe diff´erents ´el´ements d’alliages dont les effets se combinent. On synth´etise l’influence des ´el´ements alphag`enes `a travers le calcul d’un aluminium ´equivalent (Aleq) et celle des
´el´ements bˆetag`enes `a travers le calcul d’un molybd`ene ´equivalent (M oeq) suivant les formules II.1 et II.2.
[Al]eq = [Al] + 0.17[Zr] + 0.33[Sn] + 10[O] (II.1)
[M o]eq = [M o] + 0.2[T a] + 0.28[N b] + 0.4[W] + 0.67[V] + 1.25[Cr] + 1.25[N i]
+ 1.7[M n] + 1.7[Co] + 2.5[F e] (II.2)
Le pourcentage massique deM oeq n´ecessaire `a la stabilisation de la phase Tiβ vaut 10%.
Toutes ces consid´erations ne sont th´eoriquement valables qu’`a l’´equilibre et la trempe `a partir des diff´erents domaines du diagramme II.3 modifie la microstructure. Ce diagramme est compl´et´e par (Combres, 1999) pr´ecisant les modifications microstructurales pour ces cin´etiques de refroidissement (figure II.5).
Nous voyons donc que les cin´etiques de refroidissement durant le soudage, ´equivalentes
`
a une trempe ´energique, peuvent conduire, suivant la quantit´e d’´el´ements bˆetag`enes, `a la formation d’une phase α’ aciculaire r´esultant d’une transformation martensitique. Cette transformation est, par d´efinition, sans diffusion. La phase α’ poss`ede donc la mˆeme structure cristalline que la phase α (H.C) mais la composition chimique de la phase β `a haute temp´erature.
Figure II.5: Diagramme pseudo-binaire pr´esentant les transformations de phase provoqu´ees par une trempe `a partir des diff´erents domaines d’apr`es (Combres, 1999).
Si la quantit´e d’´el´ements bˆetag`enes est suffisante, la phase β peut ˆetre conserv´ee `a l’ambiante mˆeme en condition de trempe. Elle est plus ou moins fortement stabilis´ee en fonction de la quantit´e d’´el´ements bˆetag`enes et peut ˆetre m´ecaniquement instable. Il est possible alors de retrouver un effet T.R.I.P (TRansformation Induced Plasticity) dans les compos´es Ta-Ti suivant la proportion de Ta en pr´esence (Cotton et al., 1994), (Margevicius et Cotton, 1998), (Patterson et al., 2000).
Figure II.6 : Effet T.R.I.P observ´e sur des compos´es Ti-Ta `a 60% massique de Ta dans diff´erentes conditions de traitement thermique d’apr`es (Margevicius et Cotton, 1998) (WQ faisant r´ef´erence `a une trempe `a l’eau).
La phaseβ se transforme alors en martensite d’´ecrouissage. On obtient la phaseα” sous l’effet de la d´eformation plastique `a temp´erature ambiante. Cette phase est orthorhombique.
Enfin, la phase ω dont la structure cristalline est controvers´ee peut ˆetre obtenue soit lors du refroidissement rapide de β m´etastable (ω athermique), soit au cours d’un traitement thermique (ω isotherme) (figure II.7).
Figure II.7 : Diagramme pseudo-binaire pr´esentant l’influence des ´el´ements bˆetag`enes isomorphes sur la formation de la phaseω d’apr`es (Dye, 2007).
Pour conclure, au sein de la Z.F, nous sommes susceptibles de trouver l’ensemble des phases mentionn´ees ci-dessus en fonction de la teneur locale en ´el´ements bˆetag`enes et le cycle thermique vu par le mat´eriau. Une synth`ese des phases form´ees en fonction du pourcentage massique de Ta dans des compos´ees homog`enes Ta-Ti est donn´ee dans (Margevicius et Cotton, 1998) et report´ee tableau II.8.
Figure II.8: Tableau r´esumant l’existence possible des phases du Ti en fonction de la teneur massique en Ta `a temp´erature ambiante, d’apr`es (Margevicius et Cotton, 1998).
Le diagramme de phase Ti-Ta est pr´esent´e figure II.9,
Figure II.9 : Diagramme de phase Ti-Ta d’apr`es (Murray, 1987).
Cependant, certaines ´etudes r´ecentes (Delvat, 2006), tendent `a prouver que le transus β, pour des compos´es Ti-Ta homog`enes, chute plus rapidement avec la teneur en Ta et que 60%
massique de Ta suffisent `a stabiliser totalement la phaseβ `a l’ambiante (figure II.10),
(a) (b)
Figure II.10 : Diagramme de phase Ti-Ta pr´esentant diff´erentes valeurs de transus β au sein de la litt´erature, d’apr`es (a) (Delvat, 2006), (b) (Cotton et al., 1994).