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Chapitre III : Métallurgie du soudage ; Relations structures/Propriétés mécaniques
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de diffraction (angle, intensité et aires des pics) ont été définis. La quantification des phases en
présence a été établie à partir des pics de diffraction en utilisant la méthode de comparaison
directe [78Cut]. Dans le but d’éviter des erreurs de calcul dues aux textures cristallographiques
induites par les processus thermomécaniques de mise en forme et d’assemblage, les analyses se
sont effectuées en tenant compte de tous les pics de diffraction des phases α et β obtenus.
L’objectif de l’utilisation de cette méthode en zones de fusion était de comparer la fine
précipitation de phase α en zone de fusion TIG et laser de l’assemblage β21S/β21S. Les
résultats obtenus étant assez aléatoires, du fait de l’importance du bruit de fond par rapport aux
pics de diffraction principaux, seul le spectre de diffraction est donné (figure 95). Ainsi, après
traitement thermique la zone de fusion de soudure TIG β21S/β21S est composée de deux
phases α et β avec une très grande proportion de phase α (>90%).
2-theta35 40 45 50 55 60 65 70
Intensity
20
40
60
80
Figure 865: Spectre de diffraction en zone de fusion TIG β21S/β21S TTH.
- Cas particulier du β21S formé à haute température (HF)
Contrairement au β21S utilisé à l’état de réception, le traitement thermique du β21S
formé à chaud provoque la précipitation hétérogène de phase α (figure 96).
Figure 876: Métal de base β21S formé à chaud et traité thermiquement 600°C/8h.
{110} β
{102} α
Chapitre III : Métallurgie du soudage ; Relations structures/Propriétés mécaniques
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Par contre, les microstructures deviennent similaires en se rapprochant de la zone de
fusion (figure 97). En ZAT la précipitation de phase α est fine et homogène à l’intérieur des
gros grains β et en ZF on retrouve une structure de phase α fine et hétérogène. Par comparaison
avec les mécanismes de précipitation de phase α en métal de base, on peut supposer que les
cycles thermiques se produisant en ZAT ont engendré la formation homogène et en grande
quantité de germes de phase ω, sites de germinations des aiguilles α.
Figure 887: Zone affectée thermiquement (A) et zone de fusion (B) de la soudure TIG Beta21S HF/Beta21S HF TTH.
Observation du cordon de soudure TIG Beta21S/Ti6242 TTH
- Observation locale
La microstructure en zone de fusion présente une structure très fine de plaquettes mixtes
α/β (figure 98) avec des îlots de plaquettes plus grossières.
Figure 898: Zone de fusion de soudure TIG Beta21S/Ti6242 TTH. (A) Observation au microscope optique. (B) Observation au MEB.
A B
A B
Chapitre III : Métallurgie du soudage ; Relations structures/Propriétés mécaniques
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- Analyse chimique le long du cordon de soudure
Le profil de concentration des éléments d’alliage est globalement uniforme avec des
fluctuations des concentrations de Mo moins marquées qu’à travers la soudure TIG
β21S/Ti6242 à l’état brut de soudage (figure 99).
Figure 99: Concentration massique des éléments d'alliage le long de la soudure TIG β21S/Ti6242 TTH.
- Observations approfondies au MET
Les observations générales (figure 100) montrent des lattes allongées de morphologies
très différentes. Certaines sont plus larges, 500 nm, et contiennent des aiguilles fines parfois
orientées parallèlement.
Figure 100: Structure lamellaire en zone de fusion TIG Beta21S/Ti6242 après TTH.
0
2
4
6
8
10
12
14
16
18
-3 -2 -1 0 1 2 3Distance le long du cordon de soudure (m m )
Com
posi
tion
(%m
)
Mo(%m) Al(%m)Nb(%m) Zr(%m)Sn(%m) %m Mo théorique
ZATTi6242
Zone de fusion mixte ZATBeta21S
Chapitre III : Métallurgie du soudage ; Relations structures/Propriétés mécaniques
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L’analyse du diagramme de diffraction électronique confirme la nature de phase alpha
des plaquettes les plus grosses (figure 101). Ces analyses n’ont pas été possibles sur les très
fines lamelles observées.
Figure 101: Diagramme de diffraction d’une lamelle de phase α
L’analyse EDX (tableau 23 – repère 1 à 7) des fines aiguilles met en évidence la
présence des deux phases alpha et bêta du titane sous la forme de lamelles alternées avec des
zones riches en éléments β-gènes (zones 2 et 6*) avec un pourcentage moyen de Mo
équivalent de 17%, des zones riches en éléments α-gènes (zone 3 et 4) comprenant une
moyenne de 7,5% d’Al équivalent ([Mo]eq=1,5%) et des zones plus mixtes à l’échelle
d’observation (zones 1 et 5 ) avec une moyenne de 11,1% de [Mo]eq et 5,8% de [Al]eq. Les
analyses 6* et 7* correspondent à des analyses plus fines effectuées en zone 1.
Une analyse dans une zone plus contrastée (tableau 24 – repères 8 à 10) révèle une
structure mixte avec des plaquettes de phase β avec une teneur en [Mo]eq de 21,7% (9) et des
Tableau 23: Analyses des concentrations massiques des éléments d’alliage dans la zone de structure fine.
Zone analysée
Ti %m
Mo %m
Al %m
Zr %m
Nb %m
Sn %m
1 77,2 10,4 4,7 4,4 1,7 1,4 2 72,8 16,8 4 3,3 1,5 1,3 3 83,6 1,6 6,2 3,5 1,9 3,1 4 84,5 1 5,8 4,25 2,1 2,4 5 78,8 10,1 4,6 3,4 1,3 1,6
6* 72,7 16,2 4 3 2,1 1,7 7* 76,6 11,5 4,6 3,2 2,2 1,7
Axe de zone [001]
4 1
2
3
5
Chapitre III : Métallurgie du soudage ; Relations structures/Propriétés mécaniques
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plaquettes de phase α avec une teneur en [Al]eq de 6,8% (8); la mesure 10 correspond à une
analyse avec une focalisation du faisceau moins importante qui prend en compte à la fois la
zone 8 et la zone 9. Les concentrations des éléments d’alliage de la zone 10 se rapprochent de
celles des zones 1 et 5.
Les analyses et les observations confirment le caractère très hétérogène de la
morphologie de la microstructure en zone de fusion TIG β21S/Ti6242 après traitement
thermique. Les plaquettes de phase α et de phase β sont présentes avec des dimensions et des
orientations différentes qui proviennent sûrement des origines diverses de formation de ces
phases (décomposition de la phase α’’ et décomposition de la phase β retenue à température
ambiante).
o Essais de microdureté
Dureté dans le cordon de soudure TIG Ti6242/Ti6242 TTH
Comme dans le cas du cordon non traité, une augmentation continue et progressive de
la dureté se produit en zone affectée thermiquement puis en zone de fusion (figure 102).
Le traitement thermique à 600°C du Ti6242 n’entraîne pas d’augmentation de dureté en
métal de base malgré la formation de phase β transformée à l’intérieur des anciens grains β. Au
contraire, la dureté moyenne en ZAT et en ZF (425Hv) est légèrement supérieure à celle du
cordon brut de soudage (dureté en ZF de 410Hv). Cette augmentation peut être due au
vieillissement de la phase α’ martensitique présente initialement en faible proportion en zone
fusion de la soudure TIG.
Zone analysée
Ti %m
Mo %m
Al %m
Zr %m
Nb %m
Sn %m
8 84,5 3,5 5,8 3,3 1,3 1,5 9 68 21,1 3,5 3,4 2,4 1,3
10* 78,6 8 5,1 4,3 2,2 1,6
Tableau 24: Analyses des concentrations massiques des éléments d’alliage.
8 9
Chapitre III : Métallurgie du soudage ; Relations structures/Propriétés mécaniques
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Après traitement, le soudage TIG du Ti6242 formé à chaud conduit à la même
augmentation avec une dureté moyenne en ZAT et en zone de fusion atteignant 445 Hv.
Dureté dans le cordon de soudure TIG β21S/β21S TTH
L’augmentation de la dureté est homogène à travers les différentes zones du cordon de
soudure en comparaison avec la dureté avant le traitement thermique de vieillissement (figure
103).
La dureté moyenne de 360Hv en métal de base et de 370 Hv en ZAT et en ZF est
associée à la précipitation de phase α de plus en plus fine et homogène en se rapprochant de la
ligne de fusion.
La précipitation hétérogène de phase α en métal de base β21S formé à haute
température entraîne une dureté inférieure (dureté moyenne de 345 Hv) à celle du β21S à l’état
de réception traité thermiquement. La dureté atteint 380 Hv en zone de fusion où l’observation
microscopique n’a pas révélé de différences de microstructure avec celle de la soudure
β21S/β21S TTH.
Figure 102: Evolution de la dureté à travers la soudure TIG Ti6242/Ti6242 TTH.
Figure 103: Evolution de la dureté à travers la soudure TIG Beta21S/Beta21S TTH.
200
250
300
350
400
450
500
0 2 4 6 8Distance au centre du cordon de soudure (m m )
Mic
rodu
reté
(Hv
0,2)
Ti6242/Ti6242 TIG 600°C/8h
limites zones Ti6242 TIG
Ti6242SPF/Ti6242SPF TIG-600°C/8h
limites zones Ti6242SPF TIG
MBZATZF
200
250
300
350
400
450
500
0 1 2 3 4 5 6 7 8Distance au centre du cordon de soudure (m m )
Mic
roha
rdne
ss (H
v 0,
2)
Beta21S/Beta21S TIG 600°C/8hlimites zones Beta21S TIGBeta21SHF/Beta21SHF TIG 600°C/8hlimites zones Beta21SHF TIG
ZF ZAT MB
Chapitre III : Métallurgie du soudage ; Relations structures/Propriétés mécaniques
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Dureté dans le cordon de soudure TIG β21S/Ti6242 TTH
Le traitement thermique de la soudure TIG β21S/Ti6242 induit en zone de fusion une
augmentation de dureté alors qu’en ZAT les mêmes variations que pour les soudures
β21S/β21S TTH et Ti6242/Ti6242 TTH sont observées (figure 104).
La dureté en ZF est constante avec une valeur moyenne de 450 Hv, et est supérieure à la
dureté des zones de fusion des soudures homogènes. Ceci peut s’expliquer par une structure de
précipitation α/β très fine provenant de la décomposition de la phase α’’ et β retenue de la
structure brute de soudage.
o Essais de traction transversale à température ambiante
Les essais de traction sur les assemblages traités thermiquement montrent une rupture
des éprouvettes en métal de base (tableau 25). Les cordons de soudure conservent donc des
résistances mécaniques supérieures aux matériaux de base associées à une ductilité inférieure.
E (GPa)
Re0.2 (MPa)
Rm (MPa)
A (%)
Z (%)
Localisation de la rupture
Ti6242 TTH 114 981 1031 14,8 27 Ti6242/Ti6242 TIG TTH 100 991 1033 9,4 21 MB Beta21S TTH 104 1160 1195 10,8 21,6 Beta21S/Beta21S TIG TTH 98 1127 1168 7 16 MB Beta21S/Ti6242 TIG TTH 110 977 1037 6,2 18,4 Ti6242 Ti6242 SPF TTH 115 1025 1075 7,3 16 Ti6242 SPF/Ti6242 SPF TIG TTH 120 1062 1110 6 20 MB Beta21S HF TTH 96 965 985 12 24 Beta21S HF/Beta21S HF TIG TTH 108 970 991 7,3 24 MB Beta21S HF/Ti6242SPF TIG TTH 108 903 1155 6,3 17 Ti6242
Tableau 25: Propriétés mécaniques en traction transversale des soudures TIG après TTH 600°C/8h.
Figure 104: Evolution de la dureté à travers la soudure TIG Beta21S/Ti6242 TTH.
200
250
300
350
400
450
500
-8 -6 -4 -2 0 2 4 6 8Distance le long du cordon de soudure (m m )
Mic
rodu
reté
(Hv
0,2)
Beta21S/Ti6242 TIG 600°C/8hlimites zones Beta21S/Ti6242 TIGBeta21S HF/Ti6242 SPF TIG 600°C/8hlimites zones Beta21S HF/Ti6242 SPF TIG
MB Ti6242
ZAT Beta21S
ZF
MB Beta21
ZAT Ti6242
Chapitre III : Métallurgie du soudage ; Relations structures/Propriétés mécaniques
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Cependant, selon l’état des matériaux avant traitement thermique les propriétés
mécaniques post traitement sont différentes. Alors que le traitement thermique du Ti6242 de
base n’entraîne pas de variations significatives des propriétés mécaniques, le même traitement
appliqué sur le Ti6242 formé à haute température (SPF) provoque une baisse de la ductilité qui
peut être associée à la précipitation de phase α2 (Ti3Al) [95Eva] (tableaux 19 et 25).
Les différences de propriétés mécaniques post traitement thermique sont plus marquées
pour le β21S de base formé à chaud. La structure hétérogène et grossière de phase α précipitée
à l’intérieur des grains β, engendre une résistance mécanique inférieure et une ductilité
supérieure à celles du β21S de base non formé.
o Essais de traction transversale à 600°C
Ces essais ont été réalisés à l’université d’Hambourg sur les matériaux non formés et
formés à chaud dans le cadre du projet HORTIA. Ces tests ont permis de contrôler la tenue
mécanique des assemblages à une température maximale de fonctionnement de la tuyère
HORTIA. Deux éprouvettes par configuration ont été utilisées. Les dimensions des éprouvettes
sont données sur la figure 105.
Figure 105: Eprouvette de traction à 600°C
Les éprouvettes de traction à chaud ont été positionnées sur une machine de traction
(Schenk Trebel) d’une capacité maximale de 50 KN et chauffées par un four cylindrique. Les
mesures de la température ont été assurées par un thermocouple en NiCr-Ni fixé à
l’échantillon. La température a été maintenue constante environ 1 h avant le début de chaque
essai.
A la température de 600°C les éprouvettes ont toutes rompu en métal de base montrant
une plus grande résistance mécanique des cordons de soudure (tableau 26).
Chapitre III : Métallurgie du soudage ; Relations structures/Propriétés mécaniques
134
.
A haute température, la réduction de la résistance élastique par rapport à celle mesurée à
température ambiante est due aux mécanismes de déformation activés thermiquement.
L’activation thermique entraîne des mécanismes de déformation supplémentaires, comme la
monté des dislocations, qui réduisent l’efficacité des obstacles au mouvement des dislocations
tels que les fins précipités de phase α dans l’alliage de titane β21S TTH. A la température de
600°C les caractéristiques mécaniques du β21S TTH sont meilleures que celles du Ti6242 TTH
mais le β21S formé à chaud présente, comme à température ambiante, des résistances
mécaniques plus faibles.
La ductilité des assemblages est globalement inférieure de moitié à celle des matériaux
de base, ce qui montre la faible déformation des soudures TIG même à 600°C. En effet, cette
température n’est pas assez élevée pour permettre la recristallisation des gros grains présents en
ZAT et ZF lors du soudage.
o Essais de microtraction des zones de fusion des soudures TIG
Les caractéristiques mécaniques en traction des zones de fusion des assemblages TIG
traités thermiquement sont données dans le tableau 27.
Re0.2 (MPa)
Rm (MPa)
A (%)
Z (%)
Localisation de la rupture
Ti6242 TTH 462 553 37,1 53,5 Ti6242/Ti6242 TIG TTH 506 572 18,9 67,1 MB Beta21S TTH 505 570 47,6 93,9 Beta21S/Beta21S TIG TTH 478 508 22,3 95,5 MB Beta21S/Ti6242 TIG TTH 480 530 21,5 97 β21S Ti6242 SPF TTH 495 590 45,4 54,4 Ti6242 SPF/Ti6242 SPF TIG TTH 500 580 14,8 50 MB Beta21S HF TTH 465 485 43,7 75,4 Beta21S HF/Beta21S HF TIG TTH 435 465 21,1 82 MB Beta21S HF/Ti6242SPF TIG TTH 431/567 15,2/11,6 63/46 β21S/Ti6242
Tableau 26: Propriétés mécaniques en traction transversale à 600°C des soudures TIG après TTH 600°C/8h.
Chapitre III : Métallurgie du soudage ; Relations structures/Propriétés mécaniques
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En accord avec l’augmentation de dureté et les transformations structurales observées
précédemment, le traitement thermique 600°C/8h des alliages β21S et Ti6242 entraîne une
augmentation de la résistance mécanique associée à une diminution de l’allongement à rupture.
Ces variations sont beaucoup moins marquées pour le Ti6242. La rupture du Ti6242 TTH se
fait selon un mode ductile caractérisé par la présence de nombreuses cupules. La surface de
rupture du β21S TTH présente également de nombreuses cupules plus fines associées à une
fragilité aux joints de grain pouvant provenir de la présence de phase α grossière plus douce
que la structure de la matrice (figure 106). Lors de l’essai de traction, les incompatibilités de
glissement entre la phase α aux joints de grains et la matrice plus dure, entraînent la formation
de microvides à ces joints et une rupture intergranulaire.
Figure 90: Faciès de rupture en traction du Ti6242 TTH (A) et du β21S TTH (B).
La soudure TIG Ti6242/Ti6242 traitée thermiquement présente des caractéristiques
mécaniques semblables à la soudure non traitée mais une ductilité inférieure au métal de base.
Le faciès de rupture présente des facettes avec des cupules equiaxes et allongées, indiquant un
mode de rupture transgranulaire ductile, qui présente également des décohésions
intergranulaires provenant de la présence de liserés de phase α aux joints de grains (figure 107).
Re0,2 (MPa)
Rm (MPa)
A (%)
Z (%)
Ti6242 TTH 975 1028 10,8 24,6 Ti6242/Ti6242 TIG TTH 1080 1096 2,8 4,2 Beta21S TTH 1036 1084 12,8 26,4 Beta21S/Beta21S TIG TTH 1175 1266 2,2 <1 Beta21S/Ti6242 TIG TTH 1130 1225 1,3 <1
Tableau 27: Propriétés mécaniques en microtraction des zones de fusion de soudage TIG TTH.
A BA
Chapitre III : Métallurgie du soudage ; Relations structures/Propriétés mécaniques
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Figure 107: Faciès de rupture en traction de la zone de fusion TIG Ti6242/Ti6242 TTH.
Après traitement thermique la zone de fusion de la soudure β21S/β21S a également des
résistances mécaniques supérieures à celles du métal de base et de la soudure non traitée du
fait de la précipitation extrêmement fine de phase alpha lamellaire. La très faible ductilité
(Z<1%) est expliquée par une rupture qui s’effectue majoritairement par clivage
transgranulaire (présence de rivières de déformation) associé à une rupture intergranulaire
partielle, avec également des zones ductiles localisées (figure 108).
Figure 108: Faciès de rupture en traction de la zone de fusion TIG Beta21S/Beta21S TTH.
Les résistances mécaniques de la zone de fusion β21/Ti6242 sont similaires à celles de
la soudure β21S/β21S mais avec une ductilité plus faible. Le faciès de rupture met en évidence
un comportement purement fragile avec un mode de rupture par clivage transgranulaire qui se
caractérise par la présence de rivières à l’intérieur des grains clivés (figure 109).
Chapitre III : Métallurgie du soudage ; Relations structures/Propriétés mécaniques
137
Figure 109: Faciès de rupture en traction de la zone de fusion TIG Beta21S/Ti6242 TTH
o Essais de fatigue à température ambiante
L’observation de nombreuses ruptures en service des structures soudées présente le plus
souvent la fatigue comme principal facteur. De plus, il est vite apparu que dans le cas des
structures soudées, les contraintes admissibles en service étaient très faibles vis-à-vis des
contraintes statiques (limite d’élasticité, résistance à la rupture) et qu’il ne suffisait pas
d’appliquer un coefficient de sécurité basé, par exemple, sur une fraction de la limite
d’élasticité pour être certain d’éviter la rupture en service. En effet, les soudures peuvent
introduire des concentrations de contrainte sévères et différentes d’un détail constructif à
l’autre. Ces zones correspondent, soit à un accident géométrique du cordon de soudure, soit à
un défaut interne (manque de pénétration des cordons, soufflures) ou externe (caniveaux,
inclusions de laitier).
Conditions opératoires
Des essais de fatigue à haute fréquence (fréquence sinusoïdale de 30Hz) en mode
traction-traction ont été réalisés sur des éprouvettes soudées et traitées thermiquement avec un
rapport des contraintes R=0,1.
Les essais sur les éprouvettes des matériaux non formés ont été effectués au laboratoire
LGP de l’ENI de Tarbes sur une machine de fatigue hydraulique INSTRON 8000 muni d’une
cellule de 40kN. Les éprouvettes utilisées sont identiques à celles des essais de traction
transversale. Les éprouvettes ont été ragréées par polissage afin d’éliminer tout défaut de
surface qui pourrait avoir un effet sur les propriétés de fatigue, comme les aspérités
géométriques des cordons de soudures, et a permis d’homogénéiser les épaisseurs. Cependant
des essais de fatigue sur des éprouvettes de soudage TIG β21S/β21S TTH non rectifiées ont
Chapitre III : Métallurgie du soudage ; Relations structures/Propriétés mécaniques
138
également été effectués à titre de comparaison. Comme pour les essais de traction transversale,
l’éprouvette est composée du métal de base, de la ZAT et de la zone de fusion au centre de
l’échantillon.
Les essais de fatigue sur les échantillons formés à chaud ont été réalisés à l’université
d’Hambourg-Harbourg sur des éprouvettes non rectifiées ayant les dimensions décrites sur la
figure 110. Les essais ont été effectués à l’aide d’une machine PSA Hydropuls servohydrolique
de charge maximale 40KN.
Essais de fatigue sur les assemblages TIG Ti6242/Ti6242 TTH
- Matériaux à l’état non formé
L’assemblage par soudage TIG Ti6242/Ti6242 traité thermiquement présente une limite
d’endurance de 500 MPa à 107cycles (figure 111). Les ruptures pour des contraintes
supérieures se sont produites en métal de base, indiquant un meilleur comportement en fatigue
de la structure lamellaire α/β en comparaison de la structure equiaxe du métal de base, en
accord avec une résistance élastique également plus importante.
Figure 111: Courbe S-N de la soudure TIG Ti6242/Ti6242 TTH.
Figure 110: Eprouvette de fatigue des essais réalisés à l’université d’Hambourg.
0
100
200
300
400
500
600
700
800
Cycles à la rupture , NR
Con
trai
ntes
max
imal
es, σ
max
(MPa
)
soudure TIG + TTH faces rectifiéesTAAirR=0.1 30Hz
MB
MB
MBMB
105103 104107106
Chapitre III : Métallurgie du soudage ; Relations structures/Propriétés mécaniques
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- Cas particulier des matériaux à l’état formé à haute température
Les essais de fatigue effectués à l’université d’Hambourg sur les soudures TIG
Ti6242/Ti6242 des matériaux formés par SPF donnent une contrainte limite de 425 MPa à 107
cycles (figure 112). Cette limite d’endurance est inférieure à celle du métal de base. Les
ruptures des éprouvettes pour des contraintes supérieures sont localisées en ZAT. La géométrie
des éprouvettes utilisée ne permet pas de rupture éventuelle en métal de base, et la rupture s’est
produite à l’interface entre la ZAT et la ZF où une discontinuité géométrique est observée.
Figure 91: Courbe S-N de la soudure TIG Ti6242/Ti6242 TTH des matériaux formés par SPF.
Essais de fatigue sur les assemblages TIG Beta21S/Beta21S TTH
- Matériaux à l’état non formé
La tenue en fatigue des éprouvettes de soudure β21S/β21S TTH a été étudiée sur des
éprouvettes brutes de soudage et sur des éprouvettes ragréées, afin d’observer l’influence des
défauts géométriques. La contrainte limite de résistance à l’initiation des fissures à 107 cycles
est de 350 MPa pour les deux configurations (figure 113). La rupture des éprouvettes soudées,
pour des contraintes inférieures à la limite d’endurance du β21S, est située en limite ZF/ZAT
pour les éprouvettes brutes de soudage et en zone affectée thermiquement proche de la ligne de
fusion pour les éprouvettes rectifiées. On peut supposer que les hétérogénéités de précipitation
de phase α observées en zone de fusion partielle et le grossissement des grains β prés de la
ligne de fusion, contribuent à la fragilisation de cette zone en fatigue.
Cycles à la rupture, NR
Con
train
tes
max
imal
es, σ
max
(MP
a)
SPF+TIGSPFSPF+TTH
SPF+TIG+TTH
ZAT
ZAT ZAT
ZAT ZAT
Chapitre III : Métallurgie du soudage ; Relations structures/Propriétés mécaniques
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La surface de rupture en ZAT montre la convergence de lignes de propagation des
fissures vers un point situé en bordure d’éprouvette, marquant le site d’initiation de la rupture
(flèche noire). L’initiation des fissures s’est produite le long des joints de grains ex-β (figure
114).
Figure 114: Faciès de rupture par fatigue en ZAT de soudage TIG β21S/β21S TTH.
- Cas particulier des matériaux à l’état formé par HF
Les essais de fatigue sur les soudures TIG β21S/β21S des matériaux formés par HF
donnent une contrainte limite de 300 MPa à 107 cycles, inférieure à celle du métal de base et à
celle des soudures TIG des matériaux non formés (figure 115). Les ruptures des éprouvettes
pour des contraintes supérieures sont localisées en ZAT.
Figure 113: Courbe S-N de la soudure TIG β21S/β21S TTH.
0
100
200
300
400
500
600
700
800
Cycles à la rupture , NR
Con
trai
ntes
max
imal
es, σ
max
(MPa
)
soudure TIG + TTH
soudure TIG + TTH + faces rectifiées
Beta21S métal de base + TTH *
TAAirR=0.1 30Hz
ZF/ZATZAT
ZAT
ZAT
ZF/ZAT
105103 104 107106
Chapitre III : Métallurgie du soudage ; Relations structures/Propriétés mécaniques
141
Essais de fatigue sur les assemblages TIG Beta21S/Ti6242 TTH
Le comportement en fatigue de l’assemblage hétérogène TIG β21S/Ti6242 TTH montre
une contrainte limite de 350MPa pour une durée de vie supérieure à 107 cycles (figure 116).
Cette limite d’endurance est identique à celle de l’assemblage β21S/β21S TTH. De plus, les
ruptures pour des contraintes supérieures sont localisées en ZAT du β21S ou en MB du Ti6242,
conformément aux comportements en fatigue déterminés pour les assemblages homogènes.
Figure 116: Courbe S-N de la soudure TIG β21S/Ti6242 TTH.
Figure 115: Courbe S-N de la soudure TIG β21S/β21S TTH des matériaux formées par HF.
0
100
200
300
400
500
600
Cycles à la rupture , NR
Con
trai
ntes
max
imal
es, σ
max
(MPa
)
soudure TIG + TTH faces rectifiéesRTAirR=0.1 30Hz
ZAT beta21S
ZAT beta21S MB Ti6242
105103 104 107106
ZAT beta21S
Cycles à la rupture, NR
Con
train
tes
max
imal
es, σ
max
(M
P)
HF+TIG+TTH
HF+TTH
ZAT ZAT
Chapitre III : Métallurgie du soudage ; Relations structures/Propriétés mécaniques
142
Les ruptures de fatigue en ZAT β21S présentent une surface similaire à celle observée
pour l’assemblage TIG β21S/β21S TTH (figure 117).
Figure 117: Faciès de rupture par fatigue en ZAT β21S de soudage TIG β21S/Ti6242 TTH.
I.2.1.3 Synthèse et discussion : Comportement des soudures TIG des alliages
Ti6242 et β21S
Cette première partie, consacrée à l’étude des relations structures/propriétés mécaniques
des cordons de soudure TIG des alliages de titane Ti6242 et β21S, a permis de mettre en
évidence les changements de caractéristiques des assemblages après l’application du traitement
thermique post-soudage 600°C/8h (sous atmosphère d’argon), utilisé comme traitement
thermique final sur la tuyère d’hélicoptère HORTIA. Ce traitement thermique, utilisé en
premier lieu pour stabiliser la microstructure et les propriétés mécaniques du métal de base et
des zones de soudures en β21S, a entraîné également des modifications sensibles des propriétés
du cordon de soudure TIG Ti6242/Ti6242 et des transformations très marquées pour
l’assemblage TIG hétérogène β21S/Ti6242.
La zone de fusion de soudage TIG β21S/β21S, de phase β métastable retenue à
température ambiante, présente des résistances mécaniques et une ductilité (Re0,2 =850MPa,
Rm=864 MPa, Z=60%) semblables à celle du métal de base (Re0,2=840 MPa, Rm=869 MPa,
Z=58%), mais un allongement à rupture inférieur associé à la structure de gros grains β
allongés dans la direction de l’effort de traction (A=12,6% en ZF et A=18% en MB). Le faciès
de rupture ductile en traction présente un aspect transgranulaire, semblable à celui du métal de
base, et ne présente pas de fragilisation aux niveaux des joints de grains.
Chapitre III : Métallurgie du soudage ; Relations structures/Propriétés mécaniques
143
Le traitement thermique de la zone de fusion TIG β21S/β21S entraîne une augmentation
des résistances mécaniques (Re0,2=1175MPa, Rm=1266MPa) associée à une chute très
marquée de la ductilité (Z<1%, A=2,2%), très inférieure à celle du métal de base vieilli
(Z=26,4%, A=12,8%). Ces nouvelles caractéristiques mécaniques sont le résultat d’une
précipitation très fine mais hétérogène de phase α en zone de fusion. Celle-ci s’effectue selon
les migrations des éléments d’alliage (principalement Mo) qui s’opèrent lors de la solidification
dendritique. Le faciès de rupture mixte observé au cœur de la soudure traitée, de nature
ductile/fragile et d’origine transgranulaire/intergranulaire, rend bien compte de cette différence
de comportement mécanique à l’échelle de la microstructure.
A l’état brut de soudage TIG, comme pour les matériaux de base, la zone de fusion de
l’alliage presque-α Ti6242 présente de meilleures résistances mécaniques (Re0,2 =1060MPa,
Rm=1085MPa) et une plus faible ductilité (Z=4,6%, A=3,3%), que celle de l’alliage de titane
β21S. La structure en ZF a une taille de grain beaucoup plus importante (400μm en ZF
Ti6242/Ti6242 et 160μm en ZF β21S/β21S) avec des paramètres de soudage très proches.
Cette zone de fusion est composée majoritairement d’une microstructure fine de type
Widmanstätten associée à la phase β retenue à l’intérieur de gros grains ex-β (avec la formation
possible de phase α’martensitique). Des augmentations sensibles de la dureté et de la résistance
mécanique par rapport au métal de base de structure équiaxe α/β sont observées, ainsi qu’une
chute de la ductilité. La surface de rupture après traction longitudinale est caractérisée par un
faciès transgranulaire ductile, associé à une surface facettée due à la présence fine et
discontinue et de phase α aux joints de grains ex-β. La microstructure influence largement la
ductilité par la grosseur de la phase β-transformée et la présence d’une phase α continue aux
joints de grain de phase anciennement β [75Gre][79Mah][98Kes]. Une microstructure
intragranulaire fine de phase β-transformée associée à une phase α aux joints de grains entraîne
des incompatibilités de glissements entre les deux structures. Sous contrainte, la phase α plus
douce va se déformer en premier, conduisant à une rupture à faible ductilité le long des joints
de grains anciennement β.
Le traitement thermique post-soudage provoque un grossissement des lamelles de phase
α à l’intérieur des grains et des liserés de phase α aux joints de grains ex-β. Une faible variation
des caractéristiques mécaniques est observée, avec une légère diminution de la ductilité
(A=2,8%, Z=4%), et une augmentation de la résistance mécanique (Re0,2 =1080MPa,
Rm=1096MPa). En général, les traitements thermiques qui engendrent un grossissement de la
microstructure de type Widmanstätten et de la phase α aux joints de grains, rendent les
Chapitre III : Métallurgie du soudage ; Relations structures/Propriétés mécaniques
144
déformations transgranulaires plus faciles et diminuent de ce fait les résistances mécaniques
[79Mah]. L’évolution constatée peut être expliquée par la transformation de la phase α’,
présente en zone de fusion TIG, en phases lamellaires fines α/β au cours du traitement
thermique à température modérée (600°C). Même si la présence de phase α’ n’a pas pu être
démontrée par les observations métallographiques, l’augmentation de dureté constatée (de
410Hv à 425Hv) est semblable à celle observée par Baeslack et col. [81Bae] après traitement
thermique à 595°C en zone de fusion TIG (de 400Hv à 418Hv), qui est associée au
vieillissement de la phase martensitique. Bien que le faciès de rupture en traction de la zone de
fusion traitée thermiquement soit globalement semblable à celui de la soudure non traitée, les
décohésions intergranulaires constatées à fort grossissement semblent provenir du
grossissement de la phase α aux joints de grains ex-β. Durant les traitements thermiques à des
températures intermédiaires de l’ordre de 600°C, des précipitations durcissantes de Ti3Al
cohérentes surviennent dans les cordons de soudures entraînant une diminution de la ductilité
[88Dae], mais la présence de tels précipités n’a pas pu être vérifiée dans cette étude par
absence d’observations au MET des zones de fusion Ti6242/Ti6242 traitées thermiquement.
La zone de fusion de l’assemblage hétérogène β21S/Ti6242 présente une structure de
solidification très fine et hétérogène, très difficilement observable en microscopie optique et au
MEB. Les efforts d’interprétation se sont naturellement orientés sur la structure traitée
thermiquement qui est celle d’utilisation de la tuyère HORTIA. Les caractéristiques
mécaniques en traction (Re0,2=967MPa, Rm=1049MPa, Z=8,5%) et la taille des grains ex-β en
zone de fusion brut de soudage sont proches de la moyenne de celles des cordons de soudure
monomatériaux. La microstructure très fine aciculaire de faible dureté, est constituée de phase
β retenue et de phase martensitique qui semble être la phase orthorhombique α’’, comme cela a
été montré par Baeslack et col. pour le soudage par procédé TIG de l’alliage Ti-6Al-4V avec
l’alliage de titane bêta métastable Ti-15V-3Cr-3Al-3Sn [82Bae].
Après traitement thermique, les caractéristiques mécaniques en traction
(Re0,2=1130MPa, Rm=1225MPa) sont supérieures à celles de la structure α/β lamellaire
grossière de la zone de fusion TIG Ti6242/Ti6242 TTH et proches de celles de la zone de
fusion TIG β21S/β21S TTH. La dureté élevée au centre de la zone de fusion (450Hv) est
associée à une microstructure extrêmement fine de lamelles de phase α séparées par la phase β.
La plus faible ductilité de cet assemblage par rapport aux zones de fusion des assemblages
homogènes est transcrite par un faciès de rupture en traction de type transgranulaire fragile.
Chapitre III : Métallurgie du soudage ; Relations structures/Propriétés mécaniques
145
Malgré toutes ces différences de structures et de propriétés mécaniques, les ruptures des
éprouvettes transversales de structure composite (métal de base, zone affectée thermiquement
et zone de fusion) après sollicitations statiques, se sont toutes produites au niveau du métal de
base. Ces essais ont donc montrés que les cordons de soudure TIG obtenus ont une résistance
mécanique supérieure à celle du métal de base adjacent. Cependant, les essais de fatigue des
éprouvettes traitées thermiquement ont montré que seul l’assemblage TIG Ti6242/Ti6242, de
structure lamellaire α/β, présentait un résistance à l’initiation de la fissure supérieure à celle du
métal de base. L’initiation préférentielle en ZAT des soudures TIG β21S/β21S et β21S/Ti6242
montrent l’importance de l’effet du traitement thermique sur les zones à gros grains adjacentes
à la zone de fusion, qui a entraîné une précipitation extrêmement fine de phase α en ZAT du
β21S et également des précipitations localisées en zone de fusion partielle (zones de
ségrégation d’éléments Mo au niveau des joints de grains liquéfiés).
De part ces considérations, il semble que les conditions (600°C/8h) du traitement
thermique appliqué ne semblent pas adaptées pour satisfaire un bon compromis résistance
mécanique/ductilité des cordons de soudure TIG.
Chapitre III : Métallurgie du soudage ; Relations structures/Propriétés mécaniques
146
III.3.2-Caractérisation des assemblages par soudage laser
III.3.2.1-Caractérisation à l’état brut de soudage
o Observation métallographique et analyse chimique
Observation du cordon de soudure Ti6242/Ti6242
Le diagramme TRC du Ti6242 (figure 61) montre qu’un refroidissement rapide,
équivalent au refroidissement de la zone de fusion en soudage laser, conduit à la formation
d’une structure martensitique α’ à température ambiante. Cette structure aciculaire a été
observée par Baeslack et col. [81Bae].
- Observation globale
Une structure à grains colonnaires anciennement β, de largeur comprise entre 100 et
200 μm, est visible en zone de fusion avec un joint de grain irrégulier obtenu au centre du
cordon, dû à une légère anisotropie lors du refroidissement et de la solidification (figure 118).
La taille et la morphologie de ces grains dépendent de la nature du flux de chaleur ainsi que
de la taille des grains en zone affectée thermiquement, à partir de laquelle les grains de la
zone de fusion se développent par croissance épitaxique compétitive. La faible largeur de la
ZAT et le faible grossissement des grains observé, ainsi que la vitesse élevée de
refroidissement, conduisent à une structure de grains plus fins dans la zone de fusion en
soudage laser qu’en soudage TIG.
Figure 118: Coupe d'un cordon de soudure laser Ti6242/Ti6242.
Zone affectée thermiquement Zone de fusion
Chapitre III : Métallurgie du soudage ; Relations structures/Propriétés mécaniques
147
- Observation locale
Contrairement au soudage TIG, la vitesse du refroidissement très rapide du procédé
laser (VR= 104°C/s) provoque la décomposition de la phase β en une structure très fine de
composition différente selon la température maximale atteinte au chauffage (figure 119). En
zone affectée thermiquement par des températures maximales de chauffage en dessous de la
température de transition α/(α+β) de l’alliage de titane Ti6242 (ZAT lointaine), une structure
mixte de phases α+β lamellaires associée à des grains de phase α primaire est observée. Pour
des températures supérieures mais en dessous de la température de transus β, cette structure
mixte s’enrichie en phase α’ aciculaire (ZAT proche).
Figure 119: Gradient de microstructure entre le MB et la ZF dans la soudure laser Ti6242/Ti6242.
En zone de fusion, et pour des températures supérieures au transus β (995°C) comme
également en très proche ZAT, une structure complètement aciculaire de phase martensitique
α’ hexagonale (figure 120) est observée. Cette transformation est sans diffusion et se produit
par mécanisme de cisaillement. Aucune observation de formation de phase α aux joints de
grains ex-β n’a été faite.
MB ZAT lointaine ZAT
Gradient de température au soudage
ZAT proche ZF
Chapitre III : Métallurgie du soudage ; Relations structures/Propriétés mécaniques
148
Figure 120: Zone de fusion de soudage laser Ti6242/Ti6242.
- Analyse chimique
L’analyse des concentrations massiques des éléments d’alliage ne montre pas de variation
notable de l’aluminium à travers la zone de fusion (figure 121), indiquant une structure α’ très
homogène chimiquement. En zone affectée thermiquement, et en s’éloignant de la zone de
fusion, des variations plus marquées se produisent en rapport avec les variations de
microstructure.
Observation du cordon de soudure laser β21S/β21S
Le soudage par faisceau laser entraîne une plus forte densité d’énergie mais une faible
quantité de chaleur apportée par comparaison au soudage TIG. Le soudage laser de l’alliage de
titane β21S, qui a été étudié par Liu et col. [92Liu], génère une zone de fusion et une zone
affectée thermiquement étroites constituées de phase β retenue à température ambiante.
0
2
4
6
8
10
12
14
16
-2,2 -1,7 -1,2 -0,7 -0,2 0,3 0,8 1,3 1,8
Distance le long du cordon de soudure (m m )
Com
posi
tion
(%m
)
Mo(%m) Al(%m)
Zr(%m) Sn(%m)
ZAT ZATZF
Figure 121: Concentration massique des éléments d’alliage le long du cordon de soudure laser Ti6242/Ti6242.
Chapitre III : Métallurgie du soudage ; Relations structures/Propriétés mécaniques
149
- Observation globale
Contrairement au soudage TIG où le grossissement des grains est homogène, la ZAT
de soudage laser présente seulement un grossissement de quelques grains jusqu’à une largeur
moyenne de 100 μm prés de la ligne de fusion. La zone de fusion fait apparaître la sous
structure de solidification dendritique de nature majoritairement dendritique cellulaire, à
l’intérieur de grains de phase β (figure 122).
Figure 122: Coupe d’un cordon de soudure laser β21S/β21S.
- Observation locale et analyse chimique
En zone de fusion la structure dendritique est plus fine qu’en soudage TIG, avec des
ségrégations de Mo plus marquées entre le cœur des bras secondaires des dendrites et les
régions inter dendritiques (figure 123).
Différents états métallurgiques générés par la fusion ont été observés en limite de bain
de fusion pour les cordons de soudure laser. Un front de solidification net caractérisé par un
mode de solidification cellulaire puis dendritique cellulaire est visible sur un côté (figure 124).
0
5
10
15
20
0 1 2 3 4 5Distance (μm )
Com
posi
tion
(%m
asse
)
Mo Al Nb
zone interdendritique corps de bras dendritique
corps de bras dendritique
Zone affectée thermiquement Zone de fusion
Figure 123: Microségrégation en zone de fusion de la soudure laser β21S/β21S.
Chapitre III : Métallurgie du soudage ; Relations structures/Propriétés mécaniques
150
0
2
4
6
8
10
12
14
16
18
20
0 2 4 6 8 10 12 14Dis tance (μm )
Com
posi
tion
(% m
asse
)
Mo Al Nb
Intérieurdu grain
Intérieurdu grain
joint de grain liquéfié
0
2
4
6
8
10
12
14
16
18
20
0 2 4 6 8 10 12 14
Distance (μm )C
ompo
sitio
n (%
mas
se)
Mo Al Nb
Intérieurdu grain
Intérieurdu grain
Joint de
grain
Figure 124: Fronts de solidification en soudage laser β21S/β21S.
De l’autre côté du bain de fusion, une zone de fusion partielle est observable avec la
liquation des joints de grains sur une plus courte distance qu’en soudage TIG, ce qui induit
une solidification directement dendritique cellulaire (figure 125). Comme en ZAT de soudage
TIG β21S/β21S, une microségrégation de Mo est observée avec une diminution au niveau du
joint de grain liquéfié.
Figure 125: Front de solidification et ségrégation au joint de grain liquéfié.
Observation du cordon de soudure laser β21S/Ti6242
- Observation globale
Comme pour la soudure laser homogène β21S/β21S, on observe en zone de fusion la
sous structure de solidification dendritique. Des bandes de solutés transversales sont
également visibles, et proviennent de la macroségrégation qui se produit au refroidissement.
Les ZAT sont identiques à celles des soudures homogènes (figure 126).
Zone de fusion
Chapitre III : Métallurgie du soudage ; Relations structures/Propriétés mécaniques
151
Figure 126: Coupe d’un cordon de soudure laser β21S/Ti6242.
- Observation locale
En zone de fusion on observe la formation hétérogène de phase martensitique
aciculaire très fine superposée à la structure dendritique (figure 127).
Figure 127: Zone de fusion de soudage laser β21S/Ti6242.
- Analyse chimique à travers le cordon de soudure
Le profil des concentrations massiques des éléments d’alliage principaux montre une
variation générale quasi constante au centre de la zone de fusion. Théoriquement la
composition massique de l’alliage en zone de fusion serait Ti-8,6Mo-4,3Al-2Zr-1,4Nb-Sn
pour un mélange parfait. Cependant, des variations de composition chimique sont observées à
travers la zone de fusion, correspondant à des variations de microstructure (figure 128).
β21S Ti6242
Chapitre III : Métallurgie du soudage ; Relations structures/Propriétés mécaniques
152
Celles-ci sont dues au mélange non uniforme des matériaux de base lors du soudage et de la
formation de bandes de soluté transversales lors de la solidification. Les bandes de solutés de
phase β-retenue (zones blanches), sont riches en Mo (>10%), alors que les zones sombres sont
composées de phase martensitique pauvre en éléments bêtagènes.
- Observations approfondies au MET au centre de la zone de fusion
La structure martensitique au centre du bain de fusion est composée d’une
précipitation très fine de lattes ou aiguilles qui sont enchevêtrées et orientées souvent
perpendiculairement. Leur taille est très variable selon leur orientation. Les lattes observées
« à plat » atteignent des épaisseurs de 100 à 200 nm (figure 129).
Figure 129: Structure lamellaire en zone de fusion laser β21S/Ti6242.
Figure 128: Concentration massique des éléments d'alliage le long de la soudure laser β21S/Ti6242.
Beta21S Ti6242
0
2
4
6
8
10
12
14
16
-1,5 -1 -0,5 0 0,5 1 1,5Distance (m m )
Com
posi
tion
(%m
)
Mo(%m) Al(%m)Nb(%m) Zr(%m)Sn(%m) %m Mo théorique
Zone de fusion ZAT
Beta21S ZAT
Ti6242
Chapitre III : Métallurgie du soudage ; Relations structures/Propriétés mécaniques
153
Les analyses EDX montrent des valeurs de concentrations massiques très homogènes
quelle que soit la zone analysée (tableaux 28 - repères 1 à 5 - et 29 - repère 10 à 18 -). Les
concentrations massiques en [Mo]eq sont supérieures à 4%, qui correspond à la composition
limite de Mo pour la formation de phase α’’ orthorhombique à la pace de la phase α’
hexagonale dans un alliage binaire Ti-Mo [94Col][78Dav]. De ce fait, on peut conclure que la
structure de la zone de fusion β21S/Ti6242 est composée de phase α’’, obtenue par
décomposition de la phase β lors du refroidissement rapide en soudage laser, β α’’+ (β).
De plus, la zone analysée correspondant au tableau 29 présente des lattes de clivage
très fines, parallèles entre elles, à l’intérieur de lamelles plus grosses, caractéristiques de la
structure martensitique α’’.
Tableau 29: Analyses des concentrations massiques des éléments d’alliage en zone de fusion de soudure laser β21S/Ti6242.
Zone analysée
Ti %m
Mo %m
Al %m
Zr %m
Nb %m
Sn %m
Moeq. %m
1 81,2 5,4 5,5 5 0,8 1,8 5,6 2 81 5,6 5,7 4,1 1,8 1,6 6,1 3 81,6 5,3 5,6 3,3 1,9 2,1 5,8 4 81 5,8 5,1 4,5 1,5 2,1 6,2 5 81 6,4 5,6 4,7 0,2 2 6,5
Tableau 28: Analyses des concentrations massiques des éléments d’alliage en zone de fusion de soudure laser β21S/Ti6242.
Zone analysée
Ti %m
Mo %m
Al %m
Zr %m
Nb %m
Sn %m
Moeq. %m
10 79,6 6,8 5,5 3,6 1,2 3,1 7,1 11 80,6 7,4 5,6 3,8 1,1 1,3 7,7 12 80,4 7,1 5,5 4 1 1,8 7,4 13 79,3 7,7 5,1 3,8 2,2 1,7 8,3 14 78,7 8,3 4,8 4,8 1,5 1,6 8,7 15 79,3 7,6 5,4 4,7 1 1,75 7,9 16 79,3 7,6 4,7 3,9 2 2,2 8,2 17 78,7 8,1 4,9 4,2 2 1,8 8,7 18 78,7 8,3 5 4,4 1,9 1,9 8,7
4
5
12
3
Chapitre III : Métallurgie du soudage ; Relations structures/Propriétés mécaniques
154
Les analyses effectuées montrent la grande homogénéité de la microstructure observée
au centre de la zone de fusion avec une composition proche de la composition théorique d’un
alliage mixte β21S/Ti6242 (8,6 % de Mo ; 4,3% d’Al). En comparaison avec l’étude du
soudage laser du β21S et du TA6V effectuée par Liu et col. [94Liu], le profil des
concentrations des éléments d’alliage obtenu est plus homogène à travers la zone de fusion
avec la présence de phase β retenue proche du côté du Ti6242 et de phase α’’ proche du côté
β21S. Ce mélange quasi uniforme des matériaux de base provient des effets des courants de
convection à l’intérieur du bain.
o Essais de microdureté
Dureté dans le cordon de soudure laser Ti6242/Ti6242
Le profil de microdureté montre une augmentation à partir de la zone affectée
thermiquement (ZAT), de largeur d’environ 0,8 mm, puis une stabilisation jusqu’au centre de
la zone de fusion (ZF) (figure 130). Les changements de microstructure qui s’opèrent en zone
affectée thermiquement entraînent une augmentation progressive de la dureté par rapport au
métal de base (400 à 440 Hv en ZAT et 360 Hv en métal de base) puis une stabilisation en
zone de fusion correspondant à la formation de la structure aciculaire α’. C’est pourquoi la
dureté de la zone de fusion est supérieure à celle de la zone de fusion TIG de structure
majoritairement α/β lamellaire.
Même si une dureté supérieure du Ti6242 SPF par rapport au Ti6242 à l’état de
réception est confirmée en métal de base, la dureté en ZAT et en ZF est sensiblement
identique.
Figure 130: Evolution de la dureté à travers la soudure laser Ti6242/Ti6242.
200
250
300
350
400
450
500
0 0,5 1 1,5 2 2,5 3 3,5 4Distance au centre du cordon de soudure (m m )
Mic
rodu
reté
(Hv
0,2)
Ti6242/Ti6242 laserlimites zones Ti6242 laserTi6242SPF/Ti6242SPF laserlimites zones Ti6242 SPF laser
ZF ZAT MB
Chapitre III : Métallurgie du soudage ; Relations structures/Propriétés mécaniques
155
Dureté dans le cordon de soudure laser β21S/β21S
Le profil de dureté de la soudure laser β21S/β21S est celui étudié dans le chapitre II
pour le choix des paramètres de soudage. L’augmentation de la dureté est faible et très
progressive à travers les différentes zones du cordon, avec une dureté moyenne de 310 Hv en
ZAT et de 320 Hv en zone de fusion (figure 131). La largeur de la zone affectée
thermiquement (1,8mm) est supérieure à celle de la soudure Ti6242/Ti6242.
Les faibles variations de dureté entre les profils du cordon de soudure laser β21S/β21S
et β21S HF/β21S HF montrent que l’opération de formage à chaud n’influe pas sur la dureté
dans les diverses zones de l’assemblage.
Dureté dans le cordon de soudure laser β21S/Ti6242
Les variations de la dureté en zone affectée thermiquement de la soudure laser
β21S/Ti6242 sont semblables à celles observées pour les soudures laser monomatériaux. La
phase β retenue du métal de base et de la ZAT du β21S a la plus faible dureté alors que la
phase α’ de la ZAT proche dans le Ti6242 présente la dureté la plus importante. En zone de
fusion une faible variation est observée en accord avec la variation de composition des
éléments d’alliage (figure 132).
En dépit d’une structure très fine, la faible dureté mesurée en zone de fusion (335-
360Hv) confirme la formation de phase α’’ orthorhombique à faible propriétés mécaniques, et
qui s’est formée lors de la décomposition de la phase β au refroidissement. La variation
observée, avec une dureté croissante de la ZAT du β21S au centre de la zone de fusion est
Figure 131: Evolution de la dureté à travers la soudure laser β21S/β21S.
200
250
300
350
400
450
500
0 0,5 1 1,5 2 2,5 3 3,5 4Distance au centre du cordon de soudure (m m )
Mic
rodu
reté
(Hv
0,2)
Beta21S/Beta21S laserlimites zones Beta21S laserBeta21SHF/Beta21SHF laserlimites zones Beta21S HF laser
ZF ZAT MB
Chapitre III : Métallurgie du soudage ; Relations structures/Propriétés mécaniques
156
associée à la présence de bandes de soluté de phase β retenue à température ambiante, plus
nombreuses en se rapprochant du β21S.
o Essais de traction transversale à température ambiante
Comme pour les essais sur les éprouvettes de soudage TIG, les soudures laser ont
toutes rompues en métal de base, indiquant la bonne qualité des cordons de soudure (tableau
30). De plus, les soudures laser étant moins larges que les soudures TIG , leur effet sur
l’allongement après rupture de l’assemblage est moins important, ce qui se traduit par des
valeurs de A% supérieures à celles des assemblages TIG.
E (GPa)
Re0.2 (MPa)
Rm (MPa)
A (%)
Z (%)
Localisation de la rupture
Ti6242 105 960 1030 15 25 Ti6242/Ti6242 laser 108 996 1080 12,7 21 MB Beta21S 75 857 865 18 38 Beta21S/Beta21S laser 75 867 894 17 32,5 MB Beta21S/Ti6242 laser 882 943 12,8 MB β21S Ti6242 SPF 110 1020 1100 14,8 25 Ti6242 SPF/Ti6242 SPF laser 109 1005 1070 11 23 MB Beta21S HF 76 850 855 19 36,6 Beta21S HF/Beta21S HF laser 78 831 862 13,5 36 MB Beta21S HF/Ti6242SPF laser 784 859/1109 13,8 MB β21S
Tableau 30: Propriétés mécaniques en traction transversale des soudures laser.
Figure 132: Evolution de la dureté à travers la soudure laser Beta21S/Ti6242.
200
250
300
350
400
450
500
-4 -2 0 2 4Distance le long du cordon de soudure (m m )
Mic
rodu
reté
(Hv
0,2)
Beta21S/Ti6242 laser limites zones Beta21S/Ti6242 laserBeta21S HF/Ti6242 SPF laserlimites zones Beta21S HF/Ti6242 SPF laser
MB Ti6242ZAT Beta21S ZFMB Beta21S ZAT Ti6242
Chapitre III : Métallurgie du soudage ; Relations structures/Propriétés mécaniques
157
o Essais de microtraction en zone de fusion des soudures laser
Les éprouvettes de micro traction utilisées, d’une largeur de 2 mm, sont constituées
d’au minimum 90% de zone de fusion de soudure laser et 10% de métal de base non fondu.
Les valeurs des propriétés mécaniques sont données dans le tableau 31.
La structure martensitique α’ en zone de fusion laser Ti6242/Ti6242 entraîne une
augmentation de la résistance mécanique et une baisse de la ductilité. Les caractéristiques
mécaniques sont supérieures à celles de la zone de fusion TIG, qui présente de plus gros grains
ex-β et une microstructure majoritairement lamellaire α/β. La surface de rupture montre un
faciès facetté avec une ductilité transgranulaire et des arrachements aux joints de grain (figure
133).
Figure 133: Faciès de rupture en traction de la zone de fusion laser Ti6242/Ti6242.
La zone de fusion de soudage laser β21S/β21S présente des propriétés mécaniques
supérieures au métal de base avec de plus hautes valeurs des résistances mécaniques et de
l’allongement à la rupture, également supérieures à celles de la zone de fusion de soudage
TIG. Le faciès de rupture est parfaitement ductile et semblable à celui du β21S à l’état de
réception (figure 134).
R0,2 (MPa)
Rm (MPa)
A (%)
Z (%)
Ti6242 954 1014 11,5 21,7 Ti6242/Ti6242 laser 1055 1124 6 13,6 Beta21S 831 869 18,6 58 Beta21S/Beta21S laser 855 886 22,1 43 Beta21S/Ti6242 laser 861 938 6,7 12,6
Tableau 31: Propriétés mécaniques en microtraction des zones de fusion du soudage laser.
Chapitre III : Métallurgie du soudage ; Relations structures/Propriétés mécaniques
158
Figure 134: Faciès de rupture en traction de la zone de fusion laser β21S/β21S.
En zone de fusion hétérogène Beta21S/Ti6242 les résistances mécaniques sont
intermédiaires à celles des zones de fusion des soudures homogènes et la ductilité correspond
à celle de la soudure laser Ti6242/Ti6242. La surface de rupture présente un faciès mixte
majoritairement transgranulaire ductile avec des zones de clivage localisées (figure 135).
Figure 135: Faciès de rupture en traction de la zone de fusion laser β21S/Ti6242
o Mesures des constantes élastiques par interférométrie Speckle
Comme pour les soudures TIG, la technique d’interférométrie Speckle a été utilisée
pour obtenir les variations du module d’Young dans le cordon de soudure laser transversal à la
direction d’allongement, à partir des champs de déformation.
- Enregistrement des champs de déformation
Les champs de déformation des éprouvettes selon les axes Y et X sont données sur les
figures 136 et 137. Les déformations à travers les zones de fusion des soudures laser
monomatériaux sont quasiment homogènes. Le cordon de soudure β21S/Ti6242 présente des
Chapitre III : Métallurgie du soudage ; Relations structures/Propriétés mécaniques
159
déformations qui suivent celles de l’assemblage β21S/β21S jusqu’au centre du cordon, puis
celles de la soudure Ti6242/Ti6242.
Figure 136: Déformation selon l’axe Y des éprouvettes Ti6242/Ti6242 (A), β21s/β21s (B) et β21S/Ti6242 (C).
Figure 137 : Déformation selon l’axe X des éprouvettes Ti6242/Ti6242 (A), β21s/β21s (B) et Ti6242/β21S (C).
A
C
A B
C
B
Chapitre III : Métallurgie du soudage ; Relations structures/Propriétés mécaniques
160
Les valeurs des déformations en cisaillement εxy (figure 138) sont proche de 0 et
montrent que la traction des éprouvettes s’est faite de façon quasi parallèle au sens
d’allongement.
Figure 138: Déformation en cisaillement des éprouvettes Ti6242/Ti6242 (A), β21s/β21s (B) et
Ti6242/β21S (C).
- Calcul des modules d’Young et des coefficients de Poisson
Contrairement aux soudures TIG homogènes pour lesquelles le module d’élasticité
était constant à travers le cordon de soudure, des variations sont constatées à travers les zones
de fusion laser (figure 139). Pour la soudure laser Ti6242/Ti6242, E augmente de 112GPa en
ZAT à 120GPa au centre du bain de fusion de structure α’ martensitique. A l’inverse, le
module d’Young dans la soudure laser β21S/β21S varie de 78GPa en ZAT à 65GPa au centre
de la zone de fusion, traduisant l’effet négatif des gros grains colonnaires de phase β, allongés
dans la direction de l’effort de traction. Le profil des variations du module d’Young à travers
le cordon de soudure laser Ti6242/β21S suit celui de la soudure β21S/β21S jusqu’au centre de
la zone de fusion (E=65GPa) puis augmente pour atteindre 120GPa à la limite de la ZAT
Ti6242 laser. Ces variations traduisent parfaitement la structure de phases α’’/β et sont en
accord avec les variations de microdureté établies précédemment.
B A
C
Chapitre III : Métallurgie du soudage ; Relations structures/Propriétés mécaniques
161
Au centre des cordons de soudure, le calcul des coefficients de Poisson a donné un
coefficient de 0,3 pour les deux assemblages Ti6242/Ti6242 et β21S/β21S et 0,35 pour la
soudure β21S/Ti6242.
- Mesures du module d’Young en ZF par nanoindentation
Des mesures de nanoindentation en zone de fusion laser β21S/β21S ont été effectuées
dans les mêmes conditions que pour le cordon de soudure TIG, sur une coupe transversale au
cordon de soudure. Les valeurs de E calculées varient entre 84GPa et 98GPa avec une
moyenne de 90GPa, qui est proche de celle établie en zone de fusion de soudure TIG (95GPa).
Cependant, ces valeurs sont très différentes de celles calculées par interférométrie speckle au
centre de la zone de fusion laser, ce qui montre une certaine anisotropie des propriétés
mécaniques de la structure de soudage laser.
III.3.2.2-Caractérisations des soudures laser après traitement thermique
600°C/8h
Comme pour les assemblages soudés par procédé TIG, un traitement de 600°C pendant
8h sous enceinte d’argon avec un refroidissement à l’air a été effectué sur les assemblages
soudés par procédé laser.
Figure 139: Evolution du module d’élasticité le long des cordons de soudure laser.
0
20
40
60
80
100
120
140
160
-3,5 -2,5 -1,5 -0,5 0,5 1,5 2,5 3,5
Distance le long de l'éprouvette (m m )
Mod
ule
d'él
astic
ité, E
(GPa
)
Ti6242/Ti6242 laserBeta21S/Beta21S laserBeta21S/Ti6242 laserlimites ZF Ti6242/Ti6242limites ZF Beta21S/Beta21Slimites ZF Beta21S/Ti6242
Chapitre III : Métallurgie du soudage ; Relations structures/Propriétés mécaniques
162
o Observation métallographique et analyse chimique
Observation du cordon de soudure laser Ti6242/Ti6242 TTH
- Observation locale
Après traitement thermique, un début de transformation de la phase β avec
précipitation de phase α est perceptible en métal de base. La structure en zone affectée
thermiquement lointaine (température de chauffage atteinte inférieure à Tβ) s’apparente à celle
observée avant traitement thermique: mélange de phase α primaire et de phase β transformée).
En ZAT proche la structure α’ n’est plus observée (figure 140).
Figure 140: Gradient de microstructure entre le MB et la ZF dans la soudure laser Ti6242/Ti6242 TTH.
En zone de fusion la structure α’ aiguillée s’est transformée en structure α/β lamellaire
très fine, avec localement la formation de lamelles α plus grossières réparties aléatoirement
dans les ex grains β (figure 141). La structure obtenue est plus fine qu’en zone de fusion de
soudage TIG traitée thermiquement. En effet, les traitements thermiques des soudures
d’alliages quasi-α ou alpha-bêta rapidement solidifiées, comme lors du soudage laser,
entraînent une micro précipitation de la phase β aux dislocations et aux joints de la structure
super saturée α’ martensitique [82Bae]. Cette précipitation réduit la concentration en éléments
bêta stabilisant la phase α’ qui se rapproche alors de la composition d’équilibre de la phase α.
Localement on observe également la formation de liserés de phase α aux joints des grains
ZAT proche ZF
Gradient de température au soudage
ZAT MB
Chapitre III : Métallurgie du soudage ; Relations structures/Propriétés mécaniques
163
anciennement β. Le traitement thermique a permis d’éliminer les différences de structure
observées entre les zones de fusion TIG et laser, ce qui a également été observé pour d’autres
alliages de titane quasi- α [98Kes].
.
Figure 141: Zone de fusion de soudage laser Ti6242/Ti6242 TTH. (A) Observation au microscope optique. (B) Observation au MEB.
- Analyse chimique à travers le cordon de soudure
Le profil de concentration des éléments après traitement thermique ne montre pas de
variations significatives le long de la zone de fusion de soudure laser (figure 142). Cependant,
le profil de concentration en Al est plus accidenté et correspond à la formation aléatoire de
grosses lamelles de phase α à travers la fine structure lamellaire α/β.
0
2
4
6
8
10
12
14
16
-1,2 -0,7 -0,2 0,3 0,8 1,3Distance (m m )
Com
posi
tion
(%m
)
Mo(%m) Al(%m) Zr(%m) Sn(%m)
ZAT ZATZF
Figure 142: Concentration massique des éléments d'alliage le long de la soudure laserTi6242/Ti6242 TTH.
A BA
Chapitre III : Métallurgie du soudage ; Relations structures/Propriétés mécaniques
164
Observation du cordon de soudure laser Beta21S/Beta21S TTH
- Observation locale
Comme pour la soudure TIG β21S/β21S TTH, une précipitation homogène de plus en
plus fine de phase α apparaît en zone affectée thermiquement en se rapprochant de la ligne
limitant le bain de fusion (figure 143). A l’inverse du métal de base, la précipitation de phase α
grossière aux joints de grain β n’a pas été observée en ZAT proche et en ZF.
Figure 143: Microstructures le long du cordon de soudure laser β21S/β21S TTH.
En zone de fusion la différence de précipitation est très marquée entre le cœur des
dendrites et les espaces interdendritiques. En accord avec les microségrégations de Mo à
l’échelle des dendrites, on observe les mêmes phénomènes décrits en zone de fusion TIG
β21S/β21S avec une précipitation très fine en zones interdendritiques et plus grossière au cœur
des dendrites (figure 144).
Gradient de température au soudage
ZAT MB
ZAT proche ZF
Chapitre III : Métallurgie du soudage ; Relations structures/Propriétés mécaniques
165
Figure 144: Zone de fusion de soudure laser β21S/β21S TTH. (A) Observation au microscope optique. (B) Observation au MEB.
- Observations approfondies au MET en zone de fusion
Les micrographies obtenues au MET mettent en évidence une structure de
précipitation en aiguilles d’environ 100 nm de large sur plusieurs micromètres de long,
orientées selon des directions perpendiculaires. Contrairement à la zone de fusion de soudage
TIG β21S/β21S TTH, la précipitation est homogène dans la zone observée et peu de variation
de la morphologie des plaquettes est visible même si l’espacement entre les lattes peu varier
sensiblement (figure 145).
Figure 145: Précipitation de lamelles α en zone de fusion laser β21S/β21S après TTH.
Comme en zone de fusion TIG β21S/β21S TTH, la formation de liserés de phase α aux
joints de grain a été observée sans conséquences sur la précipitation dans les zones adjacentes
(figure 146).
A BA
Chapitre III : Métallurgie du soudage ; Relations structures/Propriétés mécaniques
166
Figure 146: Précipitation de phase α aux joints de grains β en zone de fusion laser β21S/β21S TTH.
L’analyse EDX permet de caractériser les deux phases en présence (tableau 32 –
repères 1 à 10). Les aiguilles (1, 3, 5, 8, 9) de phase α ont une composition massique moyenne
de 4% d’Al avec des mesures très reproductibles. La matrice (2, 4, 6, 7,10) de phase β est
constituée en moyenne de 28% de [Mo]eq. avec des résultats également très reproductibles.
- Spectre de diffraction en zone de fusion laser β21S/β21S après TTH
Après traitement thermique le diagramme de diffraction de la zone de fusion
β21S/β21S de soudure laser diffère de celui de la zone de fusion TIG. On observe une
disparition du pic de diffraction de la famille de plans {102} de la phase α au profit des pics de
Tableau 32: Analyses des concentrations massiques des éléments d’alliage en zone de fusion de soudure laser β21S/β21S TTH.
Zone analysée
Ti %m
Mo %m
Al %m
Nb %m
1 91,5 1,7 4,8 1,9 2 62 29,1 1,9 6,5 3 91 2,1 5,5 1,4 4 62,1 27,4 2,2 7,4 5 88,6 3,5 4,9 2,8 6 59,6 33,4 1,8 4,8 7 75,6 16,1 4,3 3,5 8 91,9 1,5 5,2 1,4 9 92,4 1,6 4,9 0,9
10 64,8 27,4 1,8 5,5
Chapitre III : Métallurgie du soudage ; Relations structures/Propriétés mécaniques
167
phase α {100} et {101}, ce qui traduit une différence de texture entre les deux structures de
soudage (figure 147). Bien que le pic de diffraction {100} de phase β apparaisse de façon plus
intense, la phase α représente encore plus de 90% de la composition de la zone de fusion de
phases α/β.
2-theta35 40 45 50 55 60 65 70
Intensity
10
20
30
40
50
60
70
80
90
Figure 147: Spectre de diffraction en zone de fusion laser β21S/β21S TTH.
Observation du cordon de soudure laser β21S/Ti6242 TTH
- Observation globale
Après traitement thermique les structures en zone affectée thermiquement sont les
mêmes que pour les assemblages monomatériaux. En zone de fusion, des différences de
précipitation apparaissent, notamment au niveau des bandes de solutés (zones sombres). La
microstructure est très fine et révèle des morphologies variées des précipités (figure 148).
Figure 148: Cordon de soudure de la soudure laser Ti6242/β21S TTH.
- Observation locale
La structure très fine obtenue en zone de fusion montre des différences dans la nature
et la proportion des phases précipitées. Des différences de morphologie des lamelles α
{100} α
{110} β {101} α
{211} β
Chapitre III : Métallurgie du soudage ; Relations structures/Propriétés mécaniques
168
précipitées au niveau de la structure dendritique (figure 149A: observation en lumière
polarisée) sont observées, provenant des microségrégations de Mo entre les corps des
dendrites et les espaces interdendritiques. Au niveau des bandes de solutés une différence de
précipitation est également observée (figure 149B) avec une précipitation plus grossière de
phase α à l’intérieur des bandes de solutés (zone sombre) provenant de la décomposition de la
phase β retenue présente initialement dans ces bandes.
Figure 149: Microstructure en zone de fusion de soudure laser β21S/Ti6242 TTH. (A) Différence de précipitation inter dendritique. (B) Différence de précipitation dans les bandes de solutés.
- Observations approfondies au MET en zone de fusion
Les différentes zones observées au centre du cordon de soudure sont constituées de
fines lattes orientées (figure 150). Les lattes les plus larges, observées à plat, ont une largeur
d’environ 100 nm. Une fine précipitation est également observée à l’intérieur de ces lattes,
elle-même très orientée.
Figure 150: Précipitation de lamelles α en zone de fusion laser β21S/Ti6242 après TTH.
A B
Chapitre III : Métallurgie du soudage ; Relations structures/Propriétés mécaniques
169
A plus fort grossissement, une structure aiguillée très fine d’une vingtaine de microns
d’épaisseur est observée à l’intérieur des grosses lattes blanches. L’indexation du diagramme
de diffraction des électrons obtenu sur la latte permet d’identifier le titane alpha de structure
hexagonale orienté en axe de zone [211] (figure 151). Aucun cliché correspondant à l’autre
phase n’a pu être obtenu à cause d’une structure d’aiguilles trop fines et un diamètre du
diaphragme de sélection d’aire trop grand.
Figure 151: Diagramme de diffraction d’une latte de phase α (zone blanche).
L’analyse EDX révèle la présence de deux phases bien différenciées (tableau 33 -
repères 1 à 4). Une phase bêta de concentration en [Mo]eq de 33% (zone 4) et une phase alpha
avec une concentration en [Al]eq de 7,5% de (zone 1). La dispersion des résultats s’explique
par le fait que les aiguilles sont très fines et la part de la région voisine dans le calcul des
compositions est plus ou moins importante selon la focalisation et le positionnement plus ou
moins précis de la sonde d’analyse.
Tableau 33: Analyses des concentrations massiques des éléments d’alliage en zone de fusion de soudure laser β21S/Ti6242 TTH.
Zone Analysée
Ti %m
Mo %m
Al %m
Zr %m
Nb %m
Sn %m
Moeq. %m
1 85.6 1.2 6.3 3.3 1.2 2.1 2 74.8 11.8 4.6 2.9 4.2 1.5 13,0 3 69 19.2 4 3.3 2.8 1.4 20,0 4 59.2 29.4 2.3 2.4 4.8 1.3 30,7
1 2
3 4
Axe de zone [211]
Chapitre III : Métallurgie du soudage ; Relations structures/Propriétés mécaniques
170
La structure obtenue en zone de fusion après traitement thermique 600°C/8h est très
fine et hétérogène. La décomposition de la phase α’’, qui est la structure à l’état brut de
soudage en zone de fusion, permet la formation de phase α précipitée à l’intérieur de la phase
β qui présente une concentration en [Mo]eq. supérieure à 10%.
o Essais de microdureté
Dureté dans le cordon de soudure laser Ti6242/Ti6242 TTH
Le traitement thermique du cordon de soudure laser Ti6242/Ti6242 entraîne une légère
augmentation de dureté en ZAT et en ZF (moyenne de 450Hv) (figure 152). Cette
augmentation est associée à la transformation de la structure α’ aciculaire en lamelles fines de
phases α/β.
Dureté dans le cordon de soudure laser β21S/β21S TTH
Les variations de dureté observées dans le cordon de soudure β21S/β21S traité
thermiquement sont peu différentes de celles observées en soudage TIG (figure 153). On
observe une augmentation de la dureté de toutes les zones du cordon de soudure associée à la
précipitation fine de phase α (dureté moyenne de 370 Hv en ZF).
Figure 152: Evolution de la dureté à travers la soudure laser Ti6242/Ti6242 TTH.
200
250
300
350
400
450
500
0 0,5 1 1,5 2 2,5 3 3,5 4Distance au centre du cordon de soudure (m m )
Mic
rodu
reté
(Hv
0,2)
Ti6242/Ti6242 laser 600°C/8hlimites zones Ti6242 laserTi6242SPF/Ti6242SPF laser 600°C/8hlimites zones Ti6242 SPF laser
ZF ZAT MB
Chapitre III : Métallurgie du soudage ; Relations structures/Propriétés mécaniques
171
Dureté dans le cordon de soudure laser β21S/Ti6242 TTH
En zone de fusion de la soudure hétérogène β21S/Ti6242 traitée thermiquement, la
dureté croit de la ZAT du β21S vers la ZAT du Ti6242 avec une dureté au centre de la ZF de
425 Hv (figure 154). Cette variation de dureté correspond aux transformations α’’ α+β et
βretenue α+β qui s’opèrent à travers les différentes zones de la zone de fusion et les bandes
de solutés. Toutefois, cette dureté reste inférieure à celle de la ZAT du Ti6242 proche de la
zone de fusion (transformation α’ α+β) malgré une structure de précipitation plus fine.
o Essais de traction transversale à température ambiante
La rupture des éprouvettes soudées en métal de base montrent que le traitement
thermique de 600°C/8h n’a pas fragilisé la zone de métal fondu (tableau 34). En traction
Figure 153: Evolution de la dureté à travers la soudure laser Beta21S/Beta21S TTH.
Figure 154: Evolution de la dureté à travers la soudure laser β21S/Ti6242 TTH.
200
250
300
350
400
450
500
0 0,5 1 1,5 2 2,5 3 3,5 4Distance au centre du cordon de soudure (m m )
Mic
rodu
reté
(Hv
0,2)
Beta21S/Beta21S laser 600°C/8hlimites zones Beta21S laserBeta21SHF/Beta21SHF laser 600°C/8hlimites zones Beta21S HF laser
ZF ZAT MB
200
250
300
350
400
450
500
-4 -2 0 2 4Distance le long du cordon de soudure (m m )
Mic
rodu
reté
(Hv
0,2)
Beta21S/Ti6242 laser 600°C/8hlimites zones Beta21S/Ti6242 laserBeta21S HF/Ti6242 SPF laser 600°C/8hlimites zones Beta21S HF/Ti6242 SPF laser
MB Ti6242ZAT Beta21S ZFMB Beta21S ZAT Ti6242
Chapitre III : Métallurgie du soudage ; Relations structures/Propriétés mécaniques
172
transversale au cordon de soudure, l’ensemble composite (MB, ZAT et ZF) de l’assemblage
β21S/β21S laser TTH présente une ductilité supérieure à celle du Ti6242/Ti6242 laser TTH
alors que le métal de base β21S TTH présente une ductilité inférieure au Ti6242 TTH.
o Essais de traction transversale à 600°C
Comme pour le soudage TIG, la température n’induit pas de fragilisation du cordon de
soudure par rapport au métal de base avec des ruptures situées en métal de base (tableau 35).
A la température de 600°C l’assemblage soudé laser β21S/β21S TTH présente une ductilité
supérieure à l’assemblage soudé laser Ti6242/Ti6242 TTH (avec des largeurs de cordons de
soudure semblables).
E (GPa)
Re0.2 (MPa)
Rm (MPa)
A (%)
Z (%)
Localisation de la rupture
Ti6242 TTH 115 981 1031 14,8 27,4 Ti6242/Ti6242 laser TTH 116 1050 1090 12 20 MB Beta21S TTH 104 1160 1195 10,8 21,6 Beta21S/Beta21S laser TTH 105 1110 1170 9,2 17 MB Beta21S/Ti6242 laser TTH 1025 1100 8,5 9,6 MB Ti6242
Ti6242 SPF TTH 114 1025 1075 7,3 16 Ti6242 SPF/Ti6242 SPF laser TTH 118 980 1060 4,7 21 MB Beta21S HF TTH 96 965 985 12 24,1 Beta21S HF/Beta21S HF laser TTH 100 978 1005 10,8 25,8 MB Beta21S HF/Ti6242SPF laser TTH 863 1169 10,5 20 MB Ti6242
Tableau 34: Propriétés mécaniques en traction transversale des soudures laser TTH.
Re0.2 (MPa)
Rm (MPa)
A (%)
Z (%)
Localisation de la rupture
Ti6242 TTH 462 553 37,1 53,5 Ti6242/Ti6242 laser TTH 505 590 25,9 56,2 MB Beta21S TTH 505 570 47,6 93,9 Beta21S/Beta21S laser TTH 502 524 40,5 97 MB Beta21S/Ti6242 laser TTH 468 520,5 31,8 91 Beta21S Ti6242 SPF TTH 495 590 45,4 54,4 Ti6242 SPF/Ti6242 SPF laser TTH 505 590 25,9 56,2 MB Beta21S HF TTH 465 485 43,7 75,4 Beta21S HF/Beta21S HF laser TTH 450 480 33,1 83,4 MB
Tableau 35: Propriétés mécaniques en traction transversale à 600°C des soudures laser après TTH 600°C/8h.
Chapitre III : Métallurgie du soudage ; Relations structures/Propriétés mécaniques
173
o Essais de microtraction des zones de fusion des soudures laser
L’influence du traitement thermique sur les propriétés mécaniques des zones de fusion
laser est donnée dans le tableau 36.
Après traitement thermique, la résistance mécanique de la zone de fusion laser
Ti6242/Ti6242 augmente au détriment de la ductilité. Cette variation est associée à la
transformation de la phase α’ en structure très fine α/β lamellaire. Le faciès de rupture en
traction de la surface est globalement transgranulaire et présente des plans de clivage associés
à des ruptures partiellement intergranulaires. A l’échelle microscopique, des cupules sont
observées à l’intérieur des facettes, indiquant un mode de fracture plutôt ductile (figure 155).
Figure 155: Faciès de rupture en traction de la zone de fusion laser Ti6242/Ti6242 TTH.
Pour la zone de fusion Beta21S/Beta21S laser, le traitement thermique a provoqué la
précipitation fine et homogène de phase α intragranulaire incohérente qui augmente la
résistance mécanique et diminue la ductilité par le blocage du mouvement des dislocations.
Bien qu’à l’échelle macroscopique, l’observation de la surface de rupture indique un mode de
rupture majoritairement intergranulaire avec des décohésions aux joints de grain, à plus fort
grossissement le faciès de rupture fait apparaître des plages de ductilité (figure 156).
Re0,2 (MPa)
Rm (MPa)
A (%)
Z (%)
Ti6242 TTH 975 1028 9,8 24,6 Ti6242/Ti6242 laser TTH 1097 1142 4,2 12,8 Beta21S TTH 1036 1084 12,8 26,4 Beta21S/Beta21S laser TTH 1190 1250 4 <1 Beta21S/Ti6242 laser TTH 1256 1260 1,7 <1
Tableau 36: Caractéristiques mécaniques des zones de fusion des assemblages laser TTH 600°C/8h.
Chapitre III : Métallurgie du soudage ; Relations structures/Propriétés mécaniques
174
Figure 156: Faciès de rupture en traction de la zone de fusion laser β21S/β21S TTH.
Le traitement thermique de la soudure laser bi matériaux a provoqué une chute de la
ductilité et une hausse de la résistance mécanique comparable à celle de la zone de fusion
β21S/β21S TTH, caractéristique de la décomposition de la phase α’’ en phase α/β très fine. La
surface de rupture présente un faciès de clivage fragile associé à des ruptures intergranulaires.
Très localement, et à fort grossissement, quelques plages ductiles sont observables (figure
157).
Figure 9257: Faciès de rupture en traction de la zone de fusion laser β21S/Ti6242 TTH.
o Essais de fatigue à température ambiante
Essais de fatigue sur les assemblages laser Ti6242/Ti6242 TTH
- Matériaux à l’état non formé
L’assemblage de soudure laser Ti6242/Ti6242 traité thermiquement, après rectification
des défauts géométriques de soudage, montre une limite d’endurance en fatigue à 107cycles de
500MPa (figure 158). Les ruptures pour des contraintes supérieures se sont produites en zone
Chapitre III : Métallurgie du soudage ; Relations structures/Propriétés mécaniques
175
de fusion, à un nombre de cycles inférieur à celui obtenu pour l’assemblage TIG
Ti6242/Ti6242 TTH, pour lequel les ruptures sont localisées en métal de base. La structure
fine lamellaire de phase α/β de la zone de fusion présente donc une résistance à l’initiation de
la fissure inférieure à celle de la structure lamellaires α/β plus grossière de la zone de fusion
TIG. Après traitement thermique la décomposition de la phase α’ martensitique a donnée une
structure de lamelles fines de phases α/β, avec également des lamelles grossières de phase α
réparties aléatoirement dans la zone de fusion. En zone de fusion TIG, même si une structure
plus grossière de phase α/β est observée, celle-ci est plus homogène dans la répartition des
phases et des tailles des lamelles précipitées. L’hétérogénéité de la microstructure en zone de
fusion de soudure laser après traitement thermique apporte un effet très négatif à la résistance
à l’initiation de la fissure en fatigue à haute fréquence, en dépit de la finesse de la structure.
Les éprouvettes de fatigue rompues en zone de fusion présentent un faciès de rupture
marqué par un point d’initiation des fissures prés de la surface (flèche noire). La propagation
semble s’effectuer à l’interface des aiguilles α/β lamellaires (figure 159).
Figure 158: Courbe S-N de la soudure laser Ti6242/Ti6242 TTH.
0
100
200
300
400
500
600
700
800
Cycles à la rupture, NR
Con
trai
ntes
max
imal
es, σ
max
(MPa
)
soudure LASER + TTH faces rectifiéesTAAirR=0.1 30Hz
ZF
ZFZF
ZF
ZF
105103 104 107106
MB
Chapitre III : Métallurgie du soudage ; Relations structures/Propriétés mécaniques
176
Figure 159: Faciès de rupture par fatigue en zone de fusion de soudure laser Ti6242/Ti6242 TTH.
- Cas particulier des matériaux formés à haute température par SPF
Les essais de fatigue effectués à l’université d’Hambourg sur les soudures laser Ti6242
SPF/Ti6242 SPF traités thermiquement TTH et non rectifiées, donnent une contrainte limite
de 360 MPa à 107 cycles. Cette contrainte limite est inférieure à celle du métal de base (figure
160). Les ruptures des éprouvettes pour des contraintes supérieures sont localisées au niveau
des caniveaux non rectifiés (la géométrie des éprouvettes utilisée ne permet pas une rupture
éventuelle en métal de base).
Figure 160: Courbe S-N de la soudure laser Ti6242/Ti6242 TTH des matériaux formées par SPF.
Cycles à la rupture, NR
Con
train
tes
max
imal
es, σ
max
(MP
a)
SPF+LASER+TTH
SPF+TTH
Chapitre III : Métallurgie du soudage ; Relations structures/Propriétés mécaniques
177
Essais de fatigue sur les assemblages laser β21S/β21S TTH
- Matériaux à l’état non formé
La tenue en fatigue des éprouvettes de soudure β21S/β21S TTH a été étudiée sur des
éprouvettes brutes de soudage et sur des éprouvettes ayant subies une rectification des faces
par polissage, afin d’observer l’influence des défauts géométriques (figure 161). La contrainte
limite de résistance à l’initiation de fissures à 107 cycles est de 250MPa pour la configuration
brut de soudage laser. Pour des contraintes appliquées supérieures, les ruptures sont initiées en
zone de fusion au niveau des caniveaux de la surface des cordons. Les éprouvettes avec les
surfaces rectifiées, exemptes de tous défauts géométriques, ont un comportement en fatigue
quasiment identique à celui du métal de base β21S (contrainte limite en fatigue de 500MPa).
Contrairement au soudage TIG, la ZAT ne comporte pas de grains β de grande taille par
rapport au métal de base, et même si la précipitation de phase α est très fine, l’initiation de la
fissuration s’établie préférentiellement en métal de base dont la structure contient une phase α
grossière aux joints de grains β.
- Cas particulier des matériaux formés à haute température par HF
Les essais de fatigue sur les soudures laser β21S/β21S des matériaux formés par HF,
sans rectification des défauts géométriques, donnent une contrainte limite de 250 MPa à 107
cycles (figure 162). Cette contrainte limite est identique à celle des assemblages brut de
0
100
200
300
400
500
600
700
800
Cycles à la rupture, NR
Con
trai
ntes
max
imal
es, σ
max
(MPa
)
soudure LASER + TTH
soudure LASER + TTH + faces rectifiées
Beta21S métal de base + TTH *
TAAirR=0.1 30Hz
ZF
ZF
ZF
ZF
105103 104 107106
MB
MB MB
MB
Figure 161: Courbe S-N de la soudure laser β21S/β21S TTH.
Chapitre III : Métallurgie du soudage ; Relations structures/Propriétés mécaniques
178
soudage laser des matériaux non formés. Pour des contraintes appliquées supérieures, les
ruptures sont localisées au niveau des caniveaux des cordons de soudure.
Essais de fatigue sur les assemblages laser β21S/Ti6242 TTH
Le comportement en fatigue de l’assemblage de soudure laser β21S/Ti6242 TTH, avec
les faces rectifiées, montre une contrainte limite de 400 MPa pour une durée de vie supérieure
à 107 cycles (figure 163). Cette limite est inférieure à celles des assemblages laser homogènes.
Ceci s’explique par le fait que, pour des contraintes appliquées supérieures à la contrainte
limite d’endurance, les ruptures se produisent au centre de la zone de fusion. La structure α/β
aciculaire très fine et hétérogène de la zone de fusion Ti6242/β21S TTH a donc une résistance
à l’initiation de la fissure inférieure à celle des zones de fusion Ti6242/Ti6242 TTH et
β21S/β21S TTH, de structure plus grossière mais plus homogène.
De plus, la limite d’endurance obtenue est supérieure à celle de l’assemblage de
soudage TIG β21S/Ti6242 traité thermiquement dont les ruptures en fatigue sont localisées en
ZAT β21S proche de la ligne de fusion, de structure grossière de grains β avec une
précipitation très fine de phase α et des ségrégations localisées en ZFP.
Figure 93: Courbe S-N de la soudure laser β21S/β21S TTH des matériaux formés par HF.
Cycles à la rupture, NR
Con
train
tes
max
imal
es, σ
max
(M
Pa)
HF+LASER+TTH
HF+TTH
Chapitre III : Métallurgie du soudage ; Relations structures/Propriétés mécaniques
179
La surface de rupture en zone de fusion présente dans ce cas un faciès fragile
caractérisé par l’absence de point d’initiation et par une surface homogène de clivage (figure
164).
Figure 19564: Faciès de rupture par fatigue en zone de fusion de soudage laser β21S/Ti6242 TTH.
III.3.2.3 Synthèse et discussion: Comportement des soudures laser des alliages
Ti6242 et β21S
L’étude des relations structure/propriétés mécaniques des soudures laser des alliages
de titane s’inscrit dans une demande croissante des bureaux d’étude des constructeurs
aéronautiques. En effet, ces derniers souhaitent pouvoir étendre l’utilisation de ce procédé
d’assemblage aux nouvelles applications utilisant des alliages de titane pour des applications à
haute température.
Figure 94: Courbe S-N de la soudure laser β21S/Ti6242 TTH.
0
100
200
300
400
500
600
700
Cycles à la rupture, NR
Con
trai
ntes
max
imal
es, σ
max
(MPa
)
soudure LASER + TTH faces rectifiées
TAAirR=0.1 30Hz
ZF
ZF
MB beta21S
ZF
105103 104 107106
Chapitre III : Métallurgie du soudage ; Relations structures/Propriétés mécaniques
180
L’intérêt des structures de soudage laser, comparées aux structures de soudage TIG,
réside dans la réduction dimensionnelle du cordon de soudure, qui minimisent les
déformations et les contraintes thermiques au soudage, des tailles de grains plus petites en
zone de fusion et en proche zone affectée thermiquement, ainsi que des vitesses de
refroidissement plus importantes limitant les ségrégations par diffusion des éléments
d’alliage.
Comme pour la zone de fusion de soudage TIG, la structure de la zone de fusion de
soudage laser β21S/β21S est composée de phase β retenue à température ambiante. Par contre
la taille des grains étant moins importante, les caractéristiques mécaniques, dont la ductilité,
sont semblables à celles du métal de base.
Cette structure de phase β métastable est stabilisée par traitement thermique avec la
précipitation fine de phase α intragranulaire, moins hétérogène qu’en zone de fusion TIG en
relation avec une structure de solidification dendritique plus fine. Les propriétés de résistance
mécanique qui en résultent (Re0,2=1190 MPa, Rm=1250 MPa) sont supérieures à celles du
métal de base traité thermiquement (Re0,2=1036 MPa, Rm=1084 MPa), contrairement à la
ductilité (Z<1%, A=4%) qui reste quand même meilleure que celle de la zone de fusion TIG
(Z<1%, A=2,2%). La rupture en traction se produit par un mode majoritairement
intergranulaire fragile associé également à des zones de ductilité.
La zone de fusion du cordon de soudure laser Ti6242/Ti6242, avec une structure α’
martensitique à l’intérieur des ex grains β, présente de meilleures caractéristiques mécaniques
(Re0,2=1055 MPa, Rm=1124 MPa, A=6%, Z=13,6%) que le cordon de soudure TIG, malgré
un faciès de rupture en traction semblable.
Contrairement à la soudure TIG, le traitement thermique de 600°C pendant 8h a
complètement modifié la structure en zone de fusion et en zone affectée thermiquement
proche de la soudure laser. La phase α’ martensitique se transforme en une structure très fine
de phases α/β lamellaires, avec la formation de liserés de phase α aux joints de grains ex-β.
Cette transformation s’accompagne par une légère diminution de l’allongement en traction
(A=4,2%) et une augmentation des propriétés de résistance mécanique (Re0,2= 1097 MPa,
Rm= 1142 MPa). Les propriétés obtenues restent supérieures à celles de la zone de fusion de
soudure TIG même si les faciès de rupture en traction ne présentent pas de grandes
différences (rupture transgranulaire avec des facettes ductiles).
La structure de la zone de fusion de soudage laser β21S/Ti6242 est composée de phase
martensitique orthorhombique α’’ et de phase β retenue à température ambiante, qui donnent
des résistances mécaniques (Re0,2= 861 MPa, Rm= 938 MPa) intermédiaires à celles des
Chapitre III : Métallurgie du soudage ; Relations structures/Propriétés mécaniques
181
zones de fusion des assemblages monomatériaux. La ductilité (Z=12,6%) est semblable à
celle du cordon de soudure laser Ti6242/Ti6242.
Après traitement thermique, la transformation des phases α’’ et β retenue en structure
très fine de phases α/β lamellaires entraîne une augmentation de la résistance mécanique du
cordon de soudure (Re0,2= 1256 MPa, Rm= 1260 MPa), associée à une chute de la ductilité
(Z<1%, A=1,7%). Comme pour le cordon de soudure TIG Ti6242/β21S traité thermiquement,
le faciès de rupture en traction montre une rupture fragile.
Comme dans le cas des soudures TIG, tous les essais de traction transversale donnent
une résistance mécanique des cordons de soudure supérieure à celle des métaux de base
adjacents même à la température de 600°C. Les essais de fatigue à haute fréquence sur les
assemblages de soudage laser β21S/β21S traités thermiquement n’indiquent pas de
fragilisation en ZAT contrairement aux assemblages TIG, essentiellement due à une taille de
grains réduite en ZAT et en ZF. Malgré une structure de grains ex-β moins larges qu’en zone
de fusion TIG, l’assemblage laser Ti6242/Ti6242 TTH présente une zone de fusion moins
résistante à l’initiation de la fissure que le métal de base. Enfin, la zone de fusion de la
soudure β21S/Ti6242 TTH révèle également une fragilisation et elle est moins résistante à
l’initiation de la fissure que les zones de fusion des assemblages homogènes.
III.3.3- Facteurs d’influence des relations structures/propriétés mécaniques
Plusieurs facteurs ont une influence sur les caractéristiques des assemblages mis en
oeuvre, parmi lesquels le procédé de soudage, l’état des matériaux de base, le traitement
thermique et les modifications structurales associées, ainsi que la géométrie du cordon de
soudure. Les choix effectués par les bureaux d’étude lors de la conception d’un assemblage
doivent tenir compte de tout ces paramètres en fonction des caractéristiques imposées par le
cahier des charges.
III.3.3.1- Caractéristiques dimensionnelles des assemblages
Les différences de caractéristiques de conductivité thermique des matériaux entraînent
des comportements différents au soudage. En effet, même avec des paramètres de soudage et
des largeurs de cordon semblables, les largeurs des zones affectées thermiquement en TIG et
en laser des assemblages en β21S sont supérieures à celles des assemblages en Ti6242
(tableau 37). Les opérations de formage à chaud ont plus ou moins réduit les épaisseurs
Chapitre III : Métallurgie du soudage ; Relations structures/Propriétés mécaniques
182
initiales des matériaux sans engendrer de variations notoires des dimensions caractéristiques
des cordons de soudure. Quel que soit le matériau, la largeur de la zone de fusion laser
représente environ 30% de celle de la zone de fusion TIG. Et la largeur de la ZAT de soudure
laser représente 30% de celle de soudure TIG pour le Ti6242 et 40% pour le β21S.
III.3.3.2- Caractéristiques mécaniques des assemblages
o Influence du formage à haute température
Le formage à chaud du β21S n’a pas entraîné de changement de ses propriétés
mécaniques même si les observations métallurgiques ont montré que le formage a
homogénéisé l’alliage de titane avec une structure de grains constitués entièrement de phase
β. Par contre, après formage superplastique le Ti6242 présente une plus grande résistance
mécanique (augmentation de Re, Rm, E et de la dureté) en conservant la même ductilité. Le
changement microstructural qui s’opère n’étant pas significatif (début de transformation de la
Largeur
endroit
(mm)
Largeur
envers
(mm)
Largeur ZF
milieu de tôle
(mm)
Largeur ZAT
milieu de tôle
(mm) (1)
Ti6242/ Ti6242 TIG (1,5 mm) 5,1 3,2 4 2,8
Ti6242 SPF/Ti6242 SPF TIG (1,15mm) 5,2 2,8 4 3
β21S/β21S TIG (1,57mm) 5,8 2,5 4 4,5
β21S HF/β21S HF TIG (1,47mm) 5,9 2,8 4,3 4
β21S /Ti6242 TIG 6,1 2,5 4 4,2/3,3
β21S HF/Ti6242 SPF TIG 5,7 2,9 4,4 4/3,5
Ti6242/ Ti6242 laser (1,5mm) 2,3 1,4 1,2 0,9
Ti6242 SPF/ Ti6242 SPF laser (1,15mm) 1,8 1,3 1 0,7
β21S/β21S laser (1,57mm) 2,1 1,4 1,3 1,7
β21S HF/β21S HF laser (1,47mm) 1,9 1,3 1,3 1,75
β21S /Ti6242 laser 2,3 1,5 1 2/1
β21S HF/Ti6242 SPF laser 1,9 1,3 1 1,7/0,9
(1) largeur mesurée de chaque côté de la zone de fusion
Tableau 37: Dimensions caractéristiques des cordons de soudure.
Chapitre III : Métallurgie du soudage ; Relations structures/Propriétés mécaniques
183
phase β), une contamination par oxygène du matériau lors du processus de mise en forme peut
être envisagé (refroidissement à l’air et décapage chimique).
A l’état brut de soudage les résultats des essais de traction ont montré que le formage
des matériaux n’entraîne pas de fragilisation au niveau des cordons de soudure et aucune
différence de structure n’a été observée en ZAT proche et en ZF des assemblages TIG et laser.
o Influence du procédé d’assemblage
Outre l’aspect géométrique des cordons de soudure et la largeur des zones affectées
thermiquement au chauffage, le procédé de soudage affecte également la structure du bain de
fusion et des zones adjacentes, et donc les caractéristiques mécaniques associées.
Le cordon de soudure laser du β21S présente des propriétés mécaniques en traction
supérieures à la soudure TIG avec une microdureté identique. L’effet négatif de la grosseur
des grains β en zone de fusion TIG (moyenne de 160μm au centre de la ZF) est ainsi
démontré. De plus, des ségrégations au niveau des joints de grains en zone de fusion partielle
(ZFP) ont été observées, et ces phénomènes sont très marqués pour les assemblages de
soudure TIG.
La taille des ex-grains β en zone de fusion TIG du Ti6242/Ti6242 (moyenne de
400μm au centre de la ZF) est supérieure à celle en zone de fusion TIG du β21S, et aussi
largement supérieure à celle en zone de fusion laser Ti6242/Ti6242 (moyenne de 160μm au
centre de la ZF). De plus, la vitesse de refroidissement plus importante en soudage laser
engendre une microstructure martensitique α’ de dureté plus élevée que la structure fine de
phases α/β lamellaire en zone de fusion TIG. Il en résulte des caractéristiques mécaniques en
traction de la soudure laser supérieures à celles de la soudure TIG.
Les cordons de soudure TIG et laser Ti6242/β21S présentent des caractéristiques
mécaniques intermédiaires à celles des assemblages monomatériaux avec une structure très
fine de phase α’’ orthorhombique associée également à la phase β retenue en zone de fusion
laser.
o Influence du traitement thermique
Le traitement thermique de 600°C/8h, appliqué en fin de fabrication sur la tuyère
d’hélicoptère du projet HORTIA a engendré des microstructures et des propriétés mécaniques
Chapitre III : Métallurgie du soudage ; Relations structures/Propriétés mécaniques
184
diverses selon la nature des matériaux et des assemblages (tableaux 38 et 39). Ce traitement
est recommandé pour l’utilisation de l’alliage de titane β21S jusqu’à une température de
600°C et a été sélectionné par les partenaires du projet HORTIA en considérant le bon
compromis résistance mécanique/ductilité apporté à l’alliage de titane β21S ainsi que le coût
du traitement dans une fabrication de pièces en série.
L’alliage de titane β21S traité thermiquement présente une structure différente selon
son état initial. La structure de précipitation de phase α à l’intérieur des grains β est plus dense
et homogène pour le matériau n’ayant pas subi d’opération de formage à chaud. De plus les
essais de traction et de fatigue ont montré que le β21S non formé présente de meilleures
caractéristiques mécaniques que le β21S formé à chaud, plus particulièrement à la
température de 600°C.
Les cordons de soudure des assemblages en β21S formé et non formé, n’ont pas
montré de différences de structures après traitement thermique. Une précipitation très fine et
homogène de lamelles de phase α s’est formée en zone affectée thermiquement et en zone de
fusion des soudures TIG et laser, entraînant une forte augmentation des résistances
mécaniques et une chute de la ductilité plus marquée que pour le métal de base. Même si la
zone de fusion laser a un allongement en traction légèrement supérieur à la zone de fusion
TIG, le traitement thermique appliqué ne donne pas un bon compromis résistance/ductilité
comme en métal de base. Cependant les essais de fatigue ont établi une meilleure résistance à
l’initiation de la fissure de l’assemblage laser par rapport à l’assemblage TIG.
Le traitement thermique du Ti6242 et de la zone de fusion TIG n’entraîne pas de
grandes modifications des propriétés mécaniques. Le traitement de la zone de fusion laser et
la transformation de la structure α’ en fines lamelles de phases α/β (de morphologie
hétérogène) augmente sensiblement la résistance mécanique au dépend de la ductilité. La
Ti6242/Ti6242 β21S/β21S Ti6242/β21S
Procédés TIG laser TIG laser TIG laser
Structure α+β+(α’) α’ β α’’+ (β) α’’ + β
TRAITEMENT THERMIQUE 600°C/8h RA
Structure α+(β) α+(β) Germination α α+β α+β
Tableau 38: Evolution structurale après traitement thermique.
Chapitre III : Métallurgie du soudage ; Relations structures/Propriétés mécaniques
185
résistance en fatigue de la zone de fusion laser est inférieure à celle de la zone de fusion TIG
qui présente une morphologie de structures plus homogène.
Les caractéristiques mécaniques en traction des zones de fusion β21S/Ti6242 TTH
sont semblables à celles de l’assemblage β21S/β21S TTH, associées à une structure de phases
α/β très fine qui présente la plus faible ductilité. En fatigue les ruptures se produisent en zone
de fusion.
Alors que le traitement thermique de 600°C/8h donne un bon compromis résistance
mécanique/ductilité pour le β21S de base, les cordons de soudure traités montrent une chute
de la ductilité, particulièrement marquée en soudage TIG. De plus, ce traitement entraîne
également une détérioration de la ductilité des cordons de soudure en Ti6242 et Ti6242/β21S.
Bien que les ruptures en traction des assemblages soient localisées en métal de base, les
hétérogénéités de microstructures et de caractéristiques mécaniques sont néfastes pour la
tenue mécanique globale des assemblages.
Pour atteindre un meilleur compromis résistance/ductilité et une meilleure résistance
en fatigue, les paramètres de ce traitement thermique, essentiellement dévolu au β21S,
devraient être révisés de manière à limiter l’affinement des microstructures en ZAT et plus
Dureté Résistance mécanique Ductilité Tenue en
fatigue (HF)
Ti6242 = + =
Ti6242 ZF TIG + = = = (1)
Ti6242/Ti6242 ZF laser + + - - (2)
β21S métal de base ++ ++ --
β21S/β21S ZF TIG +++ +++ --- - (1)
β21S/β21S ZF laser +++ +++ --- + (2)
Β21S/ Ti6242 ZF TIG +++ +++ --- - (1)
Β21S/ Ti6242 ZF laser +++ +++ --- + (2)
(1): comparaison par rapport au métal de base TTH (2): comparaison par rapport à (1)
Tableau 39: Effet du traitement thermique sur l’évolution des caractéristiques des métaux de base et des zones de fusion.
Chapitre III : Métallurgie du soudage ; Relations structures/Propriétés mécaniques
186
particulièrement en ZF. Néanmoins, la température atteinte en service étant de 600°C, les
possibilités de modification sont limitées.
o Relations géométrie/propriétés mécaniques
Les tractions transversales ont montré que les défauts géométriques des cordons de
soudure (caniveaux, surépaisseurs, soudure laser sous forme de sablier…) n’ont pas
d’influence sur les caractéristiques en traction. Par contre la tenue en fatigue est fortement
influencée par ces défauts et les essais ont montré que des éprouvettes de soudure laser
rectifiées présentent une résistance en fatigue deux fois supérieure à celle des éprouvettes non
rectifiées (les soudures TIG n’ont pas montré de différences de comportement). Bien que les
défauts de surface aient des dimensions en conformité avec les standards utilisés, des
applications de la soudure laser sur des pièces soumises à des efforts cycliques demanderont
une optimisation plus approfondie du procédé afin d’éliminer complètement les caniveaux.
Chapitre III : Métallurgie du soudage ; Relations structures/Propriétés mécaniques
187
Références [66Dan] A. T. D’ANNESSA, Characteristic Redistribution of Solute in Fusion Welding,
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Conclusion
191
Conclusion générale et perspectives
Conclusion
192
Conclusion générale et perspectives
L’objectif du projet européen HORTIA était le développement d’une tuyère
d’hélicoptère en alliages de titane réfractaires en associant des procédés novateurs avec des
coûts de mise en œuvre modérés. Partenaire de ce projet, la société Exameca, qui est un sous-
traitant du secteur aéronautique leader sur le marché de la mécano-soudure, a pris en charge
l’étude et la mise en œuvre de l’assemblage de la tuyère. Ces travaux comprennent une phase
de recherche et d’optimisation des procédés, une phase de caractérisation des joints réalisés, et
la mise en oeuvre de l’assemblage de la maquette. La participation de la société Exameca à un
premier projet de recherche européen a apporté une expérience unique aux personnes en
charge des développements, de la gestion, de l’organisation et de la réalisation du prototype.
L’intégration de nouveaux procédés d’assemblage en production, tel que le soudage par
faisceau laser, appliqués à des alliages de titane réfractaires encore peu utilisés dans des
fabrications aéronautiques communes, a permis d’enrichir les connaissances techniques et
scientifiques des industriels, et a apporté des innovations technologiques adaptées aux besoins
de la production.
L’utilisation des alliages de titane réfractaires pour les composants de structure soumis
à des températures croissantes est en pleine expansion, en adéquation avec les
développements de moteurs d’aéronefs de plus en plus puissants. Ces alliages comme le
Ti6242 et le β21S présentent un haut rapport résistance mécanique/densité ainsi qu’une
excellente résistance à la corrosion. Cependant, pour assurer une place prépondérante dans le
secteur industriel, des efforts sur la réduction des coûts de production des structures en titane
doivent être réalisés, notamment par le développement de nouveaux alliages et les procédés
de mise en œuvre associés, tel que le formage et l’assemblage.
A partir des besoins établis par les bureaux d’étude et de la définition préliminaire de
la tuyère HORTIA, deux axes de travail ont été établis : le premier a concerné l’optimisation
et le développement des procédés d’assemblage au sein de la société d’Exameca, et le
deuxième a traité de la caractérisation mécanique et métallurgique des différents cordons de
soudure réalisés à l’état brut de soudage puis dans des conditions de fonctionnement de la
tuyère HORTIA.
Le procédé de soudage TIG, qui est le procédé le plus répandu dans le secteur
aéronautique, a permis d’obtenir des cordons de soudures Ti6242/Ti6242, β21S/β21S et
Conclusion
193
Ti6242/β21S, dépourvus de défauts géométriques et métallurgiques. Malgré les multiples
avantages que présente le procédé de soudage TIG, l’apport thermique important engendre de
fortes largeurs des cordons de soudure (5-6 mm) associées à des déformations et des
contraintes internes qui constituent des inconvénients majeurs pour la mise en œuvre dans
certaines conditions. C’est pourquoi le soudage par procédé laser se pose comme une
alternative très intéressante. La phase d’optimisation du soudage laser appliqué sur les tôles
de β21S a permis de définir les paramètres: puissance = 1900W et vitesse = 1,3 m/min, qui
donnent des cordons de soudure de qualité, répondant aux critères dimensionnels des normes
utilisées. Outre les paramètres propres aux procédés, la qualité des assemblages dépend
essentiellement des conditions de mise en œuvre (décapage des surfaces, protection de
soudage, accostage des surfaces à assembler…), ainsi que de l’état des matériaux telles que
les opérations de formage à chaud qui peuvent induire des contaminations en hydrogène
(observée sur le β21S) ou en oxygène (observée sur le Ti6242) qui sont néfastes pour la tenue
mécanique des assemblages.
La seconde partie de cette étude a consisté à déterminer les caractéristiques
mécaniques des assemblages en liaison avec les transformations métallurgiques relatives aux
différentes configurations, et a permis une comparaison rigoureuse des procédés et des
matériaux étudiés.
Les essais mécaniques ont montré que les cordons de soudure laser β21S/β21S
présentent un meilleur compromis résistance/ductilité que les cordons de soudure TIG, même
après traitement thermique. Cependant, l’effet néfaste en fatigue des caniveaux se trouvant en
surface des soudures laser, démontre l’importance de l’optimisation des paramètres du
procédé qui influent sur la forme géométrique des cordons. Bien que les essais d’élimination
de ces caniveaux aient été infructueux (réduction du débit de gaz, réduction de la vitesse de
soudage), l’emploi d’un miroir bifocal dans le dispositif de soudage laser pourrait être une
alternative, tout comme l’emploi possible de métal d’apport lors de l’opération du soudage.
Le traitement thermique postsoudage a accentué la baisse de la ductilité en zone de fusion par
rapport à celle du métal de base par la précipitation d’une structure plus fine de phase α. Les
résultats obtenus montrent que ce traitement n’est pas adapté pour assurer un bon rapport
résistance/ductilité dans les zones affectées thermiquement.
Le soudage laser du Ti6242/Ti6242 présente également des caractéristiques
mécaniques supérieures à celles de la soudure TIG même après traitement thermique. Le
traitement thermique à la température de 600°C n’affecte pas significativement les propriétés
Conclusion
194
du Ti6242 de base, mais diminue la ductilité des zones de fusion par transformation de la
phase α’ martensitique présente initialement. Contrairement aux essais de fatigue sur les
assemblages en β21S, les résultats de fatigue montrent une fragilité en zone de fusion laser
pour les contraintes élevées, bien que présentant la même limite d’endurance que la soudure
TIG.
Enfin, le soudage des assemblages hétérogènes a conduit aux résultats les plus
inattendus quant à la finesse des structures formées. Le soudage TIG donne une structure
homogène α’’ en zone de fusion et un compromis résistance/ductilité supérieur à celui de la
soudure laser, qui présente un gradient de structure à travers le bain de fusion avec la présence
plus ou moins importante de phase β retenue. Le traitement thermique fait chuter la ductilité
des cordons, par la précipitation très fine de phases α/β lamellaires. Tout comme pour le
soudage Ti6242/Ti6242, le vieillissement des structures martensitiques nécessite des
températures de traitement thermique supérieures (>700°C) qui permettent un grossissement
des lamelles précipités, et donc une amélioration du compromis résistance
mécanique/ductilité.
Le traitement thermique appliqué en final sur la tuyère HORTIA a été préconisé par
les industriels car il présente un rapport coût/propriétés mécaniques plus intéressant que le
traitement thermique duplex 500°C/8h+725°C/24h recommandé par l’Université d’Hambourg
pour l’utilisation du β21S à haute température. La baisse de ductilité des cordons de soudure
observée après le traitement thermique montre qu’il serait intéressant d’élargir le champs
d’investigation pour recenser les traitements susceptibles de conférer aux cordons de soudure
les meilleurs caractéristiques.
L’assemblage de la tuyère HORTIA réalisé dans les conditions opératoires à la fin du
projet a montré la bonne soudabilité métallurgique des différents composants en accord avec
les essais préliminaires établis dans cette étude, mais des difficultés sont apparues pour
obtenir des cordons de soudure de même qualité. En effet, les composants formés à chauds
n’ont pas présenté les côtes dimensionnelles prévues et les outillages conçus pour le maintien
des éléments doivent être améliorés pour tenir compte des relaxations des contraintes et de
l’écartement des bords à souder au passage du faisceau laser. Le soudage laser en
configuration bord à bord nécessite un accostage quasi-parfait difficile à réaliser dans les
conditions décrites ci-dessus, contrairement aux essais réalisés sur tôles à plat. Le soudage
TIG a également montré ses limites, par des déformations locales excessives des cordons de
soudure. La rectification de ces défauts s’est faite par martelage. Cette technique s’est avérée
Conclusion
195
très néfaste sur des tôles en Ti6242 préalablement fragilisées lors du formage à chaud
(contamination excessive en oxygène).
La prise en compte de tous ces paramètres environnementaux supplémentaires a
permis d’obtenir un assemblage final conforme. Ceci a été confirmé par les résultats
satisfaisants après le passage de la tuyère sur banc d’essais thermiques de la société
Turbomeca.
Les caractérisations des assemblages développées dans cette étude n’ont pas été
réalisées dans les conditions de cyclages thermiques qui s’opèrent en service. Afin de tenir
compte du vieillissement et de la durabilité des assemblages dans des conditions d’emploi, la
détermination des caractéristiques des assemblages après un traitement thermique simulant le
vieillissement opératoire devrait être envisagée. De plus, la tenue mécanique des cordons de
soudure dépend également de contraintes internes provenant des processus de solidification au
soudage, et qui peuvent être très néfastes notamment pour la tenue en fatigue. La
caractérisation de ces contraintes peut s’avérer importante pour le choix des procédés
d’assemblage et des traitements postsoudage de relaxation.
Résumé
L’utilisation des alliages de titane réfractaires pour les composants de structure soumis
à des températures croissantes est en pleine expansion dans le secteur aéronautique. Dans le
cadre du projet européen HORTIA, visant à développer et concevoir une tuyère d’hélicoptère
en alliages de titane réfractaires en associant des procédés novateurs et les contraintes
industrielles, ce travail concerne la mise en œuvre et la caractérisation de tôles en alliages
Ti6242 et β21S soudées par procédé TIG et laser CO2. La détermination des caractéristiques
mécaniques en liaison avec les transformations métallurgiques relatives aux configurations
d’assemblage Ti6242/Ti6242, β21S/β21S et Ti6242/β21S a permis une comparaison
rigoureuse des procédés et des matériaux étudiés. L’influence du traitement thermique
600°C/8h sur les relations structures/propriétés mécaniques a également été étudiée afin de
prévoir le comportement des assemblages dans les conditions réelles d’emploi.
Mots clés : Alliages de titane réfractaires - Soudage par procédés TIG et laser - Application aéronautique - Relations structures/propriétés mécaniques Summary
The use of refractory titanium alloys for the components of structure subjected to
increasing temperatures is in full expansion in the air transport. Within the framework of
European project HORTIA, aiming to develop and design a conduit of refractory titanium
alloy helicopter by associating innovative processes and the industrial constraints, this work
relates to the implementation and characterization of Ti6242 and Beta-21S welded sheets by
TIG and CO2 laser processes. The determination of the mechanical characteristics in
connection with the metallurgical transformations relating to the Ti6242/Ti6242,
Beta21S/Beta21S and Ti6242/Beta21S assembly configurations allowed a rigorous
comparison of the processes and studied materials. The influence of the heat treatment
600°C/8h on the relations structures/mechanical properties was also studied in order to
envisage the behaviour of the assemblies under the real service use conditions.
Key-words: Refractory Titanium Alloys - TIG and laser process welding - Aeronautical applications - Structure/mechanical properties relationships