Rapport Bibliographique Soudage Multi Passe Final

Otoñ o

ÉTUDE BIBLIOGRAPHIQUE

SOLIDIFICATION DES ACIERS INOXYDABLES: APPLICATION AU SOUDAGE DE L’ACIER 316-L

ARTURO JIMENEZ ARELLANO (AMASE) Dominique DALOZ Julien ZOLLINGER

08

2

ANNEXE ANNEXE :

Influe Influence nce du mode mode solidi solidific ficatio ation n sur les tran transfo sform rmati ations ons à l’état l’état3 solide.

SOMMAIRE

ÉTUDE BIBLIOGRAPHIQUE BIBLIOGRAPH IQUE....... .............. .............. .............. .............. .............. .............. .............. ........... ........ ........ .... 1 1. INTRODU INTRODUCTION CTION ....... .............. .............. .............. .............. .............. ............. .......... ........ ........ ........ ........ ........ ........ ....... ... 5 2. SOLIDIFICATION DES ACIERS INOXYDABLES ET APPLICATION A L’ACIER 316 L....... .............. .............. .............. .............. .............. .............. .............. .............. .............. .............. .............. ............... ............. .......7 2.1. MODE DE SOLIDIFICATION DES ACIERS INOXYDABLES........ .............. ............... .............. .......... ........ ........ ........ .... 7 2.2. L’ACIER 316L. ....... .............. .............. .............. .............. .............. .............. .............. .............. ............... ............... ........... .... 9 2.3. INFLUENCE DE LA COMPOSITION SUR LE TYPE DE SOLIDIFICATION..... ........ ........ ........ ....... ...... ...... ...... .....10 2.4. INFLUENCE DES CONDITIONS DE CROISSANCE........ .............. ............ ......... ........ ........ ........ ........ ........ ........ ....... ... 11 3. SOLIDIFICATION RAPIDE........................................ .......... .................... .............. ....13 3.1. MODÈLES DE SOLIDIFICATION RAPIDE......................................... .......................................................... ...................14 3.2. SOLIDIFICATION RAPIDE DES ACIERS INOXYDABLES...... ......... ........ ........ ........ ........ ........ ........ ........ ........ ....... ... 16 4. SOUDAGE ....... .............. .............. .............. .............. ............... ............... .............. .............. .............. .............. ........... ........ .... 19 4.1 SOUDAGE MONOPASSE ...................................... ....................................................................... .................................... ...20 4.1.1. DIAGRAMME DE SUUTALA........... ...................... ....................... ........................ ....................... ..................... ............... .......... .......... ........ ... 20 4.1.2. DIAGRAMMES DE CONSTITUTION........... ....................... ....................... ....................... ................... ............ .......... .......... .......... .......... .......21 4.1.3 S YNTHÈSE........... ....................... ......................... ......................... ......................... ........................................................ ........................................... 23 4.2. SOUDAGE MULTI-PASSES...... ............. ............... ............... .............. .............. .............. .............. .............. .............. ......... ..23 4.2.1. INFLUENCES DES CYCLES THERMIQUES........... ....................... ........................ ....................... ....................... .................. ........... ......... .... 24 4.2.2. INFLUENCE DE LA VITESSE DE REFROIDISSEMENT SUR LA STRUCTURE MÉTALLURGIQUE FINAL............. .............24 24 4.2.3 SOUDAGE MULTI-PASSES DES ACIERS INOXYDABLES AUSTÉNITIQUE : LE CODE MINA. MINA..................... .................... 25 6. CONCLUS CONCLUSION ION....... .............. .............. .............. .............. .............. .............. .............. .............. .............. ............ ......... ...... ..28 7. BIBLIOGR BIBLIOGRAPHIE APHIE ....... .............. .............. .............. .............. .............. .............. ........... ........ ........ ........ ........ ........ ........ .... 29 ANNEXE : INFLUENCE DU MODE SOLIDIFICATION SOLIDIFIC ATION SUR LES TRANSFORMATIO TRANSFO RMATIONS NS À L’ÉTAT SOLIDE. SOLID E........ .............. .............. .............. .............. ............... ............ ......31

4

ANNEXE ANNEXE :


1. INTRODUCTION

Le circuit primaire des réacteurs d’eau pressurisée comprend une série de composants reliés par des tuyauteries tuyauteries supportant une circulation circulation d’eau à très haute température température et haute pression. Du fait de leur très bonne résistance à la corrosion, de leur résistance mécanique élevée à haute température et de leur bonne soudabilité les aciers inoxydables, tels que le 316L sont très répandus pour ces applications. Compte tenu des épaisseurs des structures à assembler, les jonction sont réalisées par un procédé de soudage multi-passes. L’intégrité de ces joints soudés est primordiale et doit être vérifiée après l’opération de soudage et pendant le serv servic ice. e. A cet cet égar égardd on réal réalis isee actu actuel elle leme ment nt la déte détect ctio ionn de défa défaut utss par par cont contrô rôle le radiographique. Cependant, cette méthode ne permet pas leurs caractérisations en termes de positionnement et dimensionnement. Autre technique d’essai non destructif, l’inspection par ultrason est peu employée en soudures multi-passes, multi-passes, à cause de la difficulté pour interpréter le faisceau ultrasonore dans un matériau anisotrope, hétérogène et aux grains grossiers. Une meilleure connaissance de la propagation des ondes ultrasonores en liaison avec la microstructure est nécessaire afin d’améliorer la performance du contrôle par ultrason. Pour cette raison, le code MINA a été développé : il permet de modéliser l’orientation de grains à par parti tirr des des cond condit itio ions ns de soli solidi difi fica cati tion on et autr autres es para paramè mètr tres es proc procéd édés és.. Cepe Cepend ndan antt la performance du modèle est limitée en raison de l’insuffisance de connaissance sur les mécanismes de solidification et leurs effets sur la microstructure en soudage multi-passes. Le but de ce rapport bibliographique est de réunir les bases associées à la solidification des aciers inoxydables austénitiques, plus précisément le AISI 316-L, dans des conditions de soudage. Ces bases serviront de point de départ pour l’analyse l’analyse de la solidification solidification de soudures multi-passes. Dans Dans la premi première ère parti partie, e, nous nous exposo exposons ns les les modes modes de solidi solidifi fica catio tionn des acie aciers rs inoxy inoxyda dable bless en solidi solidifi ficat cation ion lente lente dite dite conve conventi ntionn onnell elle. e.

Nous Nous décri décrivon vonss ensui ensuite te les les

caractéristiques de l’acier AISI 316-L et les paramètres déterminant la microstructure de solidification.

6 Dans la deuxième partie, nous abordons la solidification rapide. Nous présentons l’effet des hautes vitesses de croissance sur la sélection de phases, la morphologie de solidification, solidification, le mode de solidification, solidification, les transformations transformations à l’état solide et la microstructure microstructure finale. La troisième partie se focalise sur le soudage. Nous traitons la fissuration à chaud et les paramètres qui favorisent son apparition. Nous abordons les diagrammes servant à prédire la fissuration en fonction de la composition chimique et de la teneur en ferrite. Enfin, nous évoqu évoquons ons les dissem dissembl blanc ances es exist existant antes es entre entre le soudag soudagee mono mono et mul multi ti-pa -passe ssess et leurs leurs conséque conséquences nces sur la microstru microstructur cturee de la soudure. soudure. Nous décrivons décrivons enfin le modèle modèle MINA pour l’application au soudage multi-passes en aciers inoxydables.

ANNEXE ANNEXE :


2. SOLIDIFICATION DES ACIERS INOXYDABLES ET APPLICATION A L’ACIER 316 L

2.1. Mode de solidification des aciers inoxydables.

Les aciers inoxydables du type 316 L possèdent à température ambiante une structure austénit austénitique ique ; néanmoi néanmoins, ns, lors du refroidi refroidissem ssement ent à partir partir de l’état l’état liq liquide uide,, ces alliage alliagess peuvent avoir une phase primaire de solidification ferritique δ ou austénitique austénitique γ en fonction de leur composition chimique. Le tableau 1 indique pour chacune des structures cristallines les éléments d’additions stabilisant ces phases. Le chrome et le nickel, éléments commun à tous les aciers inoxydables, stabilisent respectivement la ferrite et l’austénite. Tableau 1 :

Structure cristalline de la ferrite δ et de l’austénite (γ) et principaux éléments d’additions

stabilisant l’une ou l’autre des phases [1].

Système cristallin Eléments stabilisants

Ferrite δ

Austénite γ

CC (BCC) Cr, Si, Mo, Ti, Nb, Al, V

CFC (FCC) Ni, Mn, C, N, Cu, Co

Quatre types de solidification sont possibles pour les aciers inoxydables. Ils sont détaillés dans le tableau 2 et schématisés sur la figure 1 : solidification austénitique (A) et austénito-ferritique austénito-ferritique (AF) (l’austénite (l’austénite est la phase primaire) ; solidification solidification ferrito-austénitique ferrito-austénitique (FA) et ferritique (F) (la ferrite est la phase primaire). Suite à la solidification, des transformations à l’état solide peuvent avoir lieu lors du refroidissement jusqu’à température ambiante, en particulier dans les aciers présentant une solidification ferritique. Les microstructures finales obtenues pour les différents modes de solidification sont précisées en annexe du manuscrit.

8

Tableau 2 : Phase primaire, réactions et microstructure finale [1].

Phase

Modes de

primaire solidification

A γ

AF

FA

Réactions

Microstructure

L→L+γ→γ

100 % austénite Ferrite δ eutectique à la frontière

L → L + γ → L + γ + (γ + δ)* eut → γ + δeut L → L + δ → L + δ + (δ + γ) per/eut →δ+γ

δ F

L→L+δ→δ→δ+γ

des structures cellulaires et dendritiques. Ferrite squelettique et/ou lattes de ferrite issues de la transformation transformation δ → γ Ferrite aciculaire aciculaire δ ou matrice ferritique avec de l’austénite Widmanstätten aux joints de grains.

*eut = eutectique ; per = peritectique

Figure 1 :

Représentation schématique des modes de solidification et transformation dans l’intervalle

de solidification des morphologies possibles de la ferrite (eutectique, vermiculaire, en lattes) dans les soudures des aciers inoxydables austénitiques [2].

ANNEXE ANNEXE :


2.2. L’acier 316L.

Les Les acie aciers rs inox inoxyd ydab able less aust austén énit itiq ique uess sont sont form formul ulés és et mi miss en oeuv oeuvre re ther thermo mo mécaniquement afin d’avoir principalement une microstructure austénitique. En fonction des éléme éléments nts α-gènes α-gènes (Cr, (Cr, Mo et Nb) et γ-gène γ-gèness (Ni, C, N et Cu) la micros microstru truct cture ure sera complètement austénitique ou un mélange d’austénite et de ferrite. Nous nous intéressons intéressons à l’acier 316 L dont la composition composition chimique d’après la norme ASTM A 269-04, est donnée tableau 3. L’acier AISI 316-L est un acier à basse teneur en carbone, cette caractéristique lui confère une bonne résistance à la corrosion. L’ajout de molybdène le rend plus résistant à la corrosion par piqûre. Sa soudabilité est considéré comme bonne, sa conductivité thermique, λ, est basse. En revanche, son coefficient de dilatation, α, est élevé par rapport aux autres aciers, ce qui le rend sensible à la fissuration à chaud. Sa température maximale de fonctionnement est de 750 ºC – 900ºC. Tableau 3 :

Composition chimique de l’acier AISI 316-L (en pourcentages massiques) [3]. C,

Mn,

P,

S,

Si,

max

max

max

max

max

0,035

2

0,045

0,030

1,00

Ni

Cr

Mo

10-15

16-18

2-3

Les températures de liquidus, de solidus à l’équilibre (EQ), de solidus (Scheil), ainsi que la fraction de ferrite δ primaire ont été calculées avec TermoCalc TM (tableau 4). D’après la bibliographie la température de liquidus est située dans l’intervalle l’intervalle 1375ºC-1400ºC. Tableau 4 :

Températures de liquidus, de solidus (EQ et Scheil) et fraction de δ primaire. TL

TS (EQ)

TS (Scheil)

Fraction de δ primaire

Min*

147

1452

1428

0.65

Max**

0 143

1428

1404

0.10

8 *Min correspond à 16 % Cr, 10 % Ni et 2 %Mo. **Max correspond à 18% Cr, 15 %Ni et 3% Mo.

10 Selon la teneur en Ni (intervalle de composition plus large que le Cr, Mo), on calcule par ailleurs que la variation de ferrite primaire peut varier de 65 % à 10 %. Il est commun d’exprimer la composition chimique en fonction de teneur en chrome et nickel équivalentes, notées Cr eq et Nieq, et de leur rapport Cr eqeq/Nieq. Les coefficients utilisés pour le calcul de Cr eqeq et de Nieq peuvent différer selon les auteurs, les plus couramment utilisées sont ceux de [2] : Ni Ni eq

=

Cr eq

Ni Ni =

+

Cr

Eq. 1

35 C + 20 N + 0,25 Cu +

Mo

+

Eq. 2

0,7 Nb Nb

Les valeurs du Cr eqeq, Nieq, Cr eqeq/Nieq correspondantes à l’acier 316-L, calculées à partir des compositions chimiques présentées dans le tableau 3, sont données dans le tableau 5. Tableau 5 : Nieq et Cr eq eq et Cr eq eq/Nieq dans la gamme de composition de l’acier 316L.

Maximal

Moyen

Minimal

Nieq

16,225

13,725

11,225

Creq

21

19,5

18

Creq/Nieq

1,29

1,42

1,6

2.3. Influence de la composition sur le type de solidification.

La solidification solidification et les transformations des aciers inoxydables peuvent être décrites en utilisant des coupes isoplèthes du diagramme de phase Fe-Ni-Cr. La figure 2 représente une coupe à pourcentage de fer constant (70 % massique) où l’abscisse représente le rapport Cr eqeq/Nieq et l’ordonnée la température. D’après cette figure, on peut voir que le type de solidification solidification dépend directement du rapport Cr eq/Nieq. Les travaux de Ferrandini et coll. [4] et Ma. et coll. [5] ont permis de quantifier le lien entre le rapport Cr eq/Nieq et le mode de solidification en fonction de la composition chimique (tableau 6). D’après ce tableau, un acier 316L, 1,29 < Cr eqeq/Nieq < 1,6, se solidifie suivant un mode AF ou FA.

ANNEXE ANNEXE :

Figure 2 :


Diagramme de phase pseudo-binaire pseudo-binaire d’un alliage à 70 % en fer fer (%massique). et modes de

solidification en fonction de la composition chimique [4].

Tableau 6 :

Relation entre le rapport Cr eqeq/Nieq et mode de solidification des aciers inoxydables. Mode de solidification

Creq/Nieq

A- Complètement austénitique AF- Au Austénitique Fe Ferritique FA- Fe Ferritique Au Austénitique F-Ferritique

Cr eqe q/Nieq < 1,25 1,25 < Cr eqeq/Nieq < 1,48 1,48 < Cr eqeq/Nieq < 1,95 1,95 < Cr eq /Nieq

Sur la figure 2, on observe que les alliages qui ont une solidification austénitique, ne subissent pas de transformations à l’état solide. Par contre, les alliages se solidifiant avec la ferrite comme phase primaire peuvent avoir deux types de microstructures à température ambiante : une microstructure complètement ferritique ou une microstructure composée de ferrite et d’austénite. Etant donné les pentes des solvus de δ et de γ, toute ou la plupart de la ferrite se transforme en austénite en conditions d’équilibre. Pour les conditions de vitesse de refroidissement rapides comme dans le cas du soudage, cette transformation est supprimée et de la ferrite peut rester dans la microstructure.

2.4. Influence des conditions de croissance.

12 Pour un alliage donné, la formation des microstructures lors de la solidification est principalement déterminée par le gradient de température G et la vitesse de solidification V. Ces deux paramètres déterminent la structure de grains (équiaxes ou colonnaires) et la microstructure de croissance (front plan, cellulaire ou dendritique) ; leurs effets peuvent être apprécié appréciéss sur la figure figure 3 : de faibles faibles vitesses vitesses de solidif solidificat ication ion et des gradients gradients thermiques thermiques élevés favorisent une structure de grain colonnaires colonnaires alors que des vitesses élevées associées à des gradients thermiques faibles favorisent une structure équiaxe.

Figu Figure re 3 :

Représentation schématique de l’influence du gradient thermique et de la vitesse de

solidi solidific ficatio ationn sur la format formation ion des struct structure uress de solidi solidifica fication tion [2]. [2]. Le ratio ratio G/V déterm détermine ine la microstructure et le produit GV détermine sa finesse.

Il est fréquent qu’au cours de la solidification se produise une transition colonnaire – équiaxe. Hunt, puis Gaümann et coll. établit des modèles capables de prédire de manière satisfaisante cette transition [6]. Les paramètres qui influent sur la transition sont le nombre de germes N0, la surfusion de germination ∆ Tn et la surfusion chimique en avant du front de solidification ∆ Tc. Le type de microstructure (front plan, cellulaire ou dendritique) va dépendre des conditions de croissance. Pour un gradient donné, cellules et dendrites peuvent croître dans une gamme de vitesses comprises entre la vitesse critique de surfusion constitutionnelle constitutionnelle V c et la limite de stabilité absolue V abs. Au-delà de ces vitesses, la croissance se fera en front plan. Entre ces vitesses, vitesses, la température température de l’interface solide-liquide solide-liquide des morphologies morphologies cellulaires et dendritiques sera presque toujours inférieure à la température de liquidus ; on parle de

ANNEXE ANNEXE :


surfusion de croissance. La surfusion de croissance est la somme de plusieurs contributions : (i) la surfusion chimique, (ii) la surfusion de courbure : Eq. 3

Ces Ces phénom phénomèn ènes es prenne prennent nt tou toute te leur leur imp import ortan ance ce lorsqu lorsquee deux deux phases phases sont sont en compétition, comme l’austénite et la ferrite dans le cas des aciers inoxydables. En effet, si la germination n’est pas une étape limitante pour la sélection de phase, la microstructure sélectionnée est celle qui croît à la température d’interface maximale. La figure 4 illustre ce propos : dans le cas d’un alliage Fe-4,25Ni (at.%), la ferrite est la phase la plus stable therm thermody odyna namiq miquem uement ent (figur (figuree 4(a)), 4(a)), néanm néanmoi oins ns il existe existe une gamme gamme de vit vitess esses es de solidification pour lesquels l’austénite sera la phase ayant la température d’interface la plus élevée et donc sera la phase qui se solidifiera.

Figure 4 :

(a) Partie du diagramme Fe-Ni autour du palier péritectique avec les extensions métastables

du solidus et du liquidus, et (b) températures de l’interface calculées pour les phases δ et γ pour un alliage Fe-4,25Ni (at.%) avec G= 12 K/mm, d’après [7].

Bobadilla et coll. ont étudié une large gamme d’aciers inoxydables Fe-Cr-Ni et ont montré l’importance de ces phénomènes sur la sélection de la phase primaire, en particulier pour des compositions proches de celle de l’acier 316L [8].

3. SOLIDIFICATION RAPIDE

14 3.1. Modèles de solidification rapide

Dans les procédés de solidification conventionnels (fonderie, solidification dirigée, coulée, etc.), les gradients thermiques et les vitesses de solidification conduisent à des vitesses de refroidissement de l’ordre de 1 à 10 K/s. Dans des procédés comme le soudage, les vitesses de chauffage et de refroidissement refroidissement peuvent atteindre 10 6 K/s (voir figure 5) : les théories de la solidification conventionnelle présentées dans le paragraphe précédent ne s’appliquent plus forcément. Dans ce paragraphe, nous allons présenter les paramètres à prendre en compte et ceux à négliger lors de la solidification rapide par rapport à la solidification conventionnelle.

Figure 5 :

Diagramme G/V pour différents procédés de solidification. Le produit GV évoque aussi

une notion de vitesse de refroidissement, plus on monte en gradient de température et/ou en vitesse de solidification plus la vitesse de refroidissement est élevée [9].

En ce qui concerne la structure de grain, les modèles prédisant la transition colonnaire-équiaxe sont simplifiés ; étant donné les vitesses de refr refroi oidis disse seme ment nt co cons nsid idér érée éess la surf surfus usio ion n de germ germin inat atio ion n ∆ Tn est habituellement négligée [6]. L’es L’esti tima mati tion on de la surf surfus usio ionn de croi croiss ssan ance ce doit doit pren prendr dree en comp compte te un term termee supplémentaire : la surfusion d’attachement cinétique, notée ∆ Tk . Elle représente la force motrice nécessaire pour déplacer une interface à la vitesse V. ∆ Tk est négligeable dans des conditions de solidification conventionnelle, mais devient significative pour des vitesses de solidification supérieures à 1 m/s [10]. La surfusion de croissance s’écrit alors :

ANNEXE ANNEXE :

Influe Influence nce du mode mode solidi solidific ficatio ation n sur les tran transfo sform rmati ations ons à l’état l’état15 solide. Eq. 4

Il est également nécessaire de prendre en compte les effets liés au piégeage de soluté : à des vitesses de croissance supérieures à 0,1 m/s, l’équilibre thermodynamique local à l’interface solide/liquide n’est plus vérifié. La diffusion de soluté est trop lente par rapport à la vitesse de croissance. Ainsi, le coefficient de partage à l’interface solide/liquide, kv, s’écarte de la valeur d’équilibre, k (rapport entre les compositions du solide et du liquide), donné par le diagramme d’équilibre d’équilibre de phases. Cet effet peut être apprécié sur la figure 6(a) ; on observe que le coefficient de partage à l’équilibre k=0,2 reste constant jusqu’à des vitesses de solidification de l’ordre du cm/s, et tend vers l’unité quand la vitesse augmente. Cet effet de piégeage de soluté se traduit également sur les pentes de liquidus et de solidus ; il devient nécessaire de considérer un diagramme de phase cinétique, et non plus un diagramme de phase d’équilibre. La figure 6(b) montre cet effet sur le diagramme de phase du système Ni-Cu [10].

(a)

Figure 6 :

(b)

(a) Evolution de la valeur du coefficient de partage cinétique, k v en fonction de la vitesse de

solidification [9], et (b) Diagramme de phases cinétique d’un alliage Ni-Cu à trois vitesses différentes. Les lignes en pointillé sont les courbes de liquidus et les lignes sont les courbes du solidus [11].

Enfin, dans le cas d’une croissance dendritique colonnaire, la vitesse de croissance peut avoir une influence sur l’orientation cristallographique des grains. Comme le montre la figure 7(a) dans le cas du soudage, la croissance est d’abord épitaxique ; il s’en suit une compétition de croissance qui dépend de l’orientation des grains de l’alliage de base. En

16 général, la croissance colonnaire se fait suivant la direction [001] dans les matériaux ayant une structure cubique comme l’austénite γ [12]. Cependant, pour des vitesses élevées, il peut y avoir un changement de direction de croissance comme le montre la figure 7(b) [9].

(a) Figure 7 :

(b)

(a) Croissance épitaxique et sélective. L’orientation de croissance est fixée par le substrat,

dans dans les les acie aciers rs inox inoxyd ydab able less aust austén énit itiq ique uess la dire direct ctio ionn de croi croiss ssan ance ce est est [100 [100]] [12] [12].. (b) Sélection de l’orientation de croissance d’un grain dendritique [9].

3.2. Solidification rapide des aciers inoxydables.

La majorité des aciers présente un palier péritectique (Fe-C, Fe-Ni, Fe-Cr-Ni) auquel est assoc associé ié une compé compéti titi tion on de croiss croissanc ancee entre entre la ferri ferrite te et l’aust l’austéni énite. te. Il est souve souvent nt considéré qu‘une transition entre solidification ferritique et solidification austénitique a lieu quand la vitesse de solidification augmente. Comme le montre la figure 8 qui étend les résultats présentés dans la figure 4 aux vitesses de solidification élevées pour un alliage Fe4,25Ni (at.%), l’austénite est la phase qui croit aux plus faibles vitesses (< 5.10

-5

m/s), et aux

vitesses intermédiaires intermédiaires (3.10 -4 < V < 2 m/s). La ferrite va croitre entre ces valeurs et pour des vitesses de solidification supérieures à 2 m/s.

ANNEXE ANNEXE :

Figure 8 :


Sélection de phases pendant la croissance d’un alliage Fe- 4,5 %at. Ni sous un gradient

thermique de 15K/mm. La température de l’interface des phases δ et γ en fonction de la vitesse de solidification est indiquée. P = front plant, C = cellulaire, D = dendritique [9].

Dans Dans des des cond condit itio ions ns de soli solidi difi fica cati tion on rapi rapide de,, Elme Elmerr et coll coll.. ont ont étud étudié ié les les microstructures des modes de solidification pour différents aciers inoxydables [13]. Leurs résultats sont synthétisés dans le tableau 7. On observe que les microstructures obtenues sont toutes affectées par les conditions de solidification rapide et de refroidissement élevées, en comp compar arai aiso sonn du tabl tablea eauu 2. On note note nota notamm mmen entt l’ap l’appa pari riti tion on d’un d’un nouv nouvea eauu mo mode de de solidification : la solidification eutectique L → δ + γ .

Tablea Tableau u 7:

Mode de solidification, séquence de solidification, transformation à l’état solide et

morphologie finale pour les alliages Fe-Ni-Cr dans des conditions de solidification rapide. Mode de

Séquence de solidification

solidification

A

Transformation

Morphologie

à l’état solide

L→(L + AP)→A

Aucune

Cellulaire dendritique Cellulaire A

18 AF E FA

L→(L + AP)→ (L + A p + FE)→(AP + FE) L→(L + FE + AE)→(FE + AE) L→(L + FP )→(L +FP + AE) →(FP + AE)

FE→AT

Interdendritique F

FE→AT F p→AT

Intercellulaire F Eutectique Intercellulaire A Vermiculaire F

F

L→(L + FP )→FP

FP→Aw

Bloque A Widmastätten A

FP→AM

Massique A

Aucune

Cellulaire F

ANNEXE ANNEXE :


4. SOUDAGE

Le souda soudage ge est une techn techniqu iquee qui imp impli lique que plu plusie sieurs urs phénom phénomène èness physiq physiques ues et thermochimiques lesquels interfèrent les uns avec les autres. Etant donné les températures atteintes, les vitesses de chauffage et de refroidissement, la fusion et la solidification ont lieu dans des conditions hors-équilibre. En soudage les valeurs typiques de gradient thermique G sont d’environ 10 5 K/m, et la vitesse de croissance est dans l’intervalle l’intervalle de 10 -3-10-1 m/s [9]. En conséquence, le produit G.V prend des valeurs comprises entre 100 K/s et 10000 K/s. La figure 9 montre les conditions typiques typiques pendant le soudage en termes de gradient thermiques, thermiques, vitesses de solidification et vitesses de refroidissement.

Figure 9 :

Conditions typiques de solidification en soudage le long de l’interface liquide – solide où z

est la distance à partir du fond du bain fondu [9].

Dans ce paragraphe, nous abordons les connaissances relatives à la formation des microstructures lors du soudage mono- et multi-passes dans le cas des aciers inoxydables, et ses conséquences sur la qualité métallurgique métallurgique des soudures. Nous terminerons cette partie par la présentation des outils de caractérisation plus spécifiques au soudage multi-passes des aciers inoxydables, en particulier le contrôle par ultrason et sa modélisation à l’aide du code MINA.

20 4.1 Soudage monopasse

Malgré le fait que les aciers inoxydables austénitiques austénitiques aient une bonne soudabilité, soudabilité, les structur structures es soudées soudées peuvent peuvent présente présenterr des défauts défauts nuisibl nuisibles es aux propriét propriétés és d’emploi d’emploi.. Les défauts les plus rencontrés dans les aciers austénitiques sont la fissuration à chaud et la corrosion, en particulier la corrosion en lame de couteau (knife-line attack). Dans le cas de l’acier 316 L, il n’y a pas de problèmes de corrosion. Malgré tout, la fissuration à chaud peut être présente dans ce type d’acier à cause de son coefficient de dilatation élevé et des paramètres du procédé. La fissuration à chaud est un défaut qui apparaît dans les derniers instants de la solidification, à cause des contractions thermiques et du retrait associé à la solidification du liquide interdendritique. Cette contraction entraine des contraintes : le matériau fissure le long des joints de grains [12]. On peut classer les causes de fissuration fissuration à chaud en causes métallurgiques métallurgiques et en causes méca mécani niqu ques es.. Les Les caus causes es asso associ ciée éess à la soli solidi difi fica cati tion on sont sont l’ef l’effe fett de l’in l’inte terv rval alle le de solidification, la quantité et la distribution du liquide dans la dernière étape de solidification, la phase primaire de solidification (mode de solidification). Tous les facteurs sont directement ou indirectement liés à la composition chimique de l’alliage. Le risque de fissuration à chaud est d’autant plus grand que : -

l’int l’interv ervall allee de de soli solidi difi ficat catio ionn est est grand, grand,

-

le coeffi coefficien cientt de partag partagee entre entre les phase phasess solide solide et liqui liquide, de, k, est est loin loin de l’unit l’unitéé

-

la fracti fraction on de ferri ferrite te primai primaire re est est faibl faible. e.

Les principales études liées au soudage des aciers inoxydable inoxydable concernent la prédiction prédiction de la fissuration à chaud en fonction de la composition, principalement et des teneurs en impuretés (phosphore, souffre, bore). Elles sont détaillées dans la suite de ce paragraphe.

4.1.1. Diagramme de Suutala

Ce type de diagramme a été développé pour prédire la susceptibilité à la fissuration à chaud en fonction de la composition chimique des aciers inoxydables austénitiques. austénitiques. La figure

ANNEXE ANNEXE :


10(a) 10(a) montre montre le diagr diagramm ammee de Suu Suuta tala, la, et l’im l’impor porta tance nce de la compo composi sitio tionn chimi chimique que ( Cr eqeq/Nieq) et du pourcentage de P et S, sur la susceptibilité à la fissuration. La fissuration à chaud peut donc être reliée aux modes de solidification. En comparant les rapports Cr eq/Nieq, on observe que ceux qui se solidifient en mode A ou AF sont plus susceptibles à la fissuration que ceux qui se solidifient en FA [1]. On note aussi qu’à teneurs basse en P et S la susceptibilité à la fissuration est réduite. D’après le diagramme de Suutala, l’acier 316-L est susceptible ou non à la fissuration en fonction de sa composition. La figure 10(b) montre l’effet de la vitesse de refroidissement : le soudage laser, qui conduit à des vitesses de refroidissement plus élevées, conduit à une sensibilité à la fissuration à chaud plus importante.

(a)

Figu Figure re 10 :

(b)

(a) (a) Diag Diagra ramme mme de Suut Suutul ula, a, entre entre li lign gnes es noire noiress l’in l’inter terva valle lle de comp compos ositi ition on du

316-L, et (b) effet de la vitesse de solidification.

4.1.2. Diagrammes de constitution

Il s’agit des diagrammes qui prédisent la microstructure finale du joint soudé à partir de la composition chimique. En ordre chronologique, les diagrammes de Schaeffler (1949), DeLong (1974) et le modèle WRC (Welding Research Council) ont été développés. Nous nous focaliserons sur le modèle WRC en raison de sa précision et fiabilité supérieur pour la prédiction prédiction du Ferrite Number (FN).

22 Les diagrammes relient la teneur en ferrite δ et la composition du métal fondu pour les aciers inoxydables. inoxydables. La composition composition chimique est exprimée en fonction du Ni eq et Cr eqeq. D’autre part, la teneur en ferrite est mesurée en ferrite number (FN) pour les diagrammes DeLong et WRC, FN étant basé sur des mesures magnétiques précises. Le mo modè dèle le WRCWRC-19 1992 92 perm permet et de préd prédir iree la tene teneur ur de ferr ferrit itee δ, le mo mode de de solidification et la susceptibilité à la fissure. La figure 11 montre le diagramme WRC-1992 avec la gamme de composition d’un acier 316L.

Figure 11 : Diagramme WRC. L’intervalle de Cr eq eq et Nieq pour un acier 316L est indiqué.

D’après ce diagramme, dans des conditions conditions de soudage (solidification (solidification rapide) un acier 316-L peut se solidifier suivant les 4 modes de solidification possibles en fonction de sa composition. L’utilisation L’utilisation de diagrammes de Schaeffler, DeLong ou WRC pour prédire la teneur en ferrite δ à partir de la composition chimique n’est pas complètement fiable. En effet le mode de solidification et la vitesse de refroidissement après la solidification peuvent affecter la teneur de ferrite δ [2].

ANNEXE ANNEXE :


4.1.3 Synthèse

Sous l’effet des conditions de solidification rapide, les prédictions des diagrammes (Suutala ou WRC) peuvent devenir inexactes, du fait qu’ils ne prennent en compte que la composition de l’alliage, alors que nous avons montré l’importance de la cinétique sur la sélection de phase dans les paragraphes précédents. Sous conditions de solidification rapide, la surfusion à la pointe de la dendrite accroît la stabilité de l’austénite face à la ferrite δ comme phase primaire de solidification, comme le montre la figure 12.

Figure Figure 12 :

Effet de la composition et de la vitesse de solidification sur la microstructure des aciers

inoxydables austénitiques. On a marqué l’intervalle approximatif du 316 L [1].

La phase de solidification préférentielle sera celle qui a la température à la pointe de dendrite la plus élevée à vitesse de croissance et gradient thermique donnés. La tendance à solidifier solidifier en austénite austénite est d’autant plus grande que la vitesse de croissance augmente. augmente. Cela est d’autant plus vrai pour l’acier 316 L : d’après la figure, aux faibles vitesses de croissance, la solidification solidification suivra les modes AF et FA, alors qu’aux vitesses élevées, la solidification tend à devenir complètement austénitique.

4.2. Soudage multi-passes

Par rapport au soudage mono-passe, le soudage multi-passes est un procédé qui fait subir au métal une succession de chauffage et de refroidissements qui ont des conséquences métallurgiques. Le degré d’impact sur la microstructure dépend de paramètres tels que l’état du métal au début du chauffage, la température maximale atteinte et les conditions de

24 refroidissement. La microstructure (et les propriétés) d’une soudure multi-passes dépend évidemment du degré de chevauchement entre les dépôts et les couches [14].

4.2.1. Influences des cycles thermiques

Le dépôt de métal est affecté par les cycles thermiques induits par les dépôts des passes suivantes. Seul le dernier dépôt a la microstructure de solidification primaire, car il n’est pas affecté par un revenu. Les autres dépôts subissent une élévation de la température. En fonction du type d’alliage et de la température atteinte, les dépôts peuvent subir: (1) une transformation transformation allotropique γ/δ ; (2) un ou plusieurs traitements thermiques thermiques de revenus. En fonction de la température maximale atteinte, atteinte, les processus précédents précédents pourront ou non avoir lieu. La température maximale à chaque cycle T max va dépendre de la distance d entre le point considéré et les lignes de fusion successives. T max et d sont reliés pas la relation suivante [15] : 1 /(T max

−

T 0 ) = ( Kd Kd 2 ) + [1 /(T f

−

T 0 )]

Eq. 5

où T0 est la température initiale du métal au point considéré ; T f la température de fusion du métal et K un facteur dépendant des propriétés du métal et de la quantité de chaleur [15].

4.2.2. Influence de la vitesse de refroidissement sur la structure métallurgique final

La structure métallurgique finale de la zone de soudure (métal fondu et ZAT) est déterminée principalement principalement par la vitesse de refroidissement refroidissement depuis la température température maximale atteinte pendant le premier cycle de soudage. Elle détermine la distribution de phases et de constituants constituants dans la microstructure microstructure à travers les transformations contrôlées contrôlées par diffusion [2]

ANNEXE ANNEXE :


4.2.3 Soudage multi-passes des aciers inoxydables austénitique : le code MINA.

La soudur souduree par par souda soudage ge mul multi ti-pa -passe ssess dépen dépendd de plu plusie sieurs urs facte facteurs urs tels tels que : la géométrie du chanfrein, la technique de soudage, l’ordre de la séquence de passes, etc. La structure de grains de type colonnaire dans une soudure d’acier inoxydable après soudage multi-passes présente les propriétés suivantes [16] : -

La struct structure ure de grains grains d’un d’un dépôt dépôt n’est n’est pas détru détruite ite par par la dépos dépositi ition on des des dépôts dépôts ultérieurs.

-

La crois croissa sanc ncee du grain grain est para parall llèl èlee à la dire direct ctio ionn du flux flux de chal chaleu eurr et gouvernée par un processus épitaxique.

-

Les Les grai grains ns colo colonn nnai aire ress gran grandi diss ssen entt à trav traver erss les les fron fronti tièr ères es des des dépô dépôts ts.. Par Par conséquent, les grains sont de taille substantielle et possèdent des orientations spécifiques.

-

L’ax L’axee dend dendri riti tiqu quee princ princip ipal al est est pre presq sque ue ver verti tica call au cent centre re de la la soud soudur uree et pres presqu quee

perpendiculaire perpendiculaire aux lignes de fusion (et à la frontière supérieure de la soudure). Actuellement Actuellement l’assurance de l’intégrité l’intégrité mécanique mécanique des tuyauteries des réacteurs d’eau pressurisée est faite par contrôle radiographique qui permet de détecter les défauts. Obtenir plus d’information sur ces défauts permettrait de pouvoir prédire l’évolution de la tenue mécanique en présence de défauts. Pour celà, le contrôle par ultrason semble très intéressant car il pourrait donner la localisation et la dimension de défauts et ainsi évaluer leur sévérité. Néanmoins, il est difficile d’interpréter le signal ultrasonore car il est transformé par des phénomènes de diffusion, d’atténuation, de déviation, et par l’hétérogénéité et l’anisotropie associés à la structure de grains de la soudure. Afin Afin de comp compre rend ndre re le comp compor orte teme ment nt du fais faisce ceau au ultr ultras ason onor ore, e, des des outi outils ls de modélisation ont été développés, tels que le modèle MINA et le code ATHENA. ATHENA est un code qui simule la propagation d’ultrasons d’ultrasons dans un milieu anisotrope anisotrope et hétéro hétérogè gène ne nécess nécessit itant ant de décrir décriree la soudur souduree avec avec une préci précisio sionn suffis suffisant antee (text (texture ure cristallographique, propriétés élastiques et hétérogénéité de la soudure). Pour obtenir ces informations informations il est nécessaire nécessaire de réaliser des analyses destructives destructives sur les soudures ou bien de

26 modéliser les structures et les défauts : c’est le but du code MINA (Modelling anIsotropy from Notebook of Arc Welding). MINA est un modèle qui prédit l’orientation de grains (échelle de la taille de grain) d’une soudure multi-passes d’un acier inoxydable austénitique. Il calcule la direction locale de grains à partir de l’information du cahier de soudage, les informations obtenues par des analyses obtenues par EBSD (Electron Back Scattered Difraction) et Rayons X ainsi que par la connaissance des mécanismes de croissance cristalline [17,18]. Le modèle définit une géométrie spécifique du joint soudé ainsi que du bain fondu de chaque couche déposée. Les principales hypothèses du modèle de solidification sont les suivantes : épitaxique. On considère que le réchauffement des passes précédentes 1. Croissance épitaxique. n’entraine pas de recristallisation : les grains de la dernière passe auront la même orientation que les grains issus des précédentes passes.

2. Gradient de température. La direction du gradient change localement à l’intérieure d’une passe et d’une passe à l’autre. Les grains suivent la direction locale du gradient de température, i.e. perpendiculaire perpendiculaire aux isothermes [17,18].

3. Croissance sélective. Pendant la croissance il y a compétition entre les grains en train de croître. Les grains qui ont une direction <100> parallèle au flux de chaleur chaleur se développ développent ent plus rapideme rapidement nt et empêchen empêchentt la croissan croissance ce d’autres d’autres grains.

4. Refusion de passes précédentes. Lorsque l’on fait une passe on suppose que les pas passe sess déjà déjà soli solidi difi fiés és refo refond nden ent. t. On pren prendd en comp compte te ce term termee avec avec les les recouvrements recouvrements latéraux. 5. Absence Absence de bras bras secondai secondaires res dendri dendritiq tiques. ues.

6. Faible nombre de Peclet dans le bain fondu. D’autres paramètres sont pris en compte mais ne relevant pas directement de l’étape de solid solidifi ificat catio ion. n. Les prédi prédicti ctions ons du modèl modèlee sont sont satis satisfai faisan sante tes, s, mais mais pourra pourraie ient nt être être améliorées en modélisant plus finement l’étape de solidification et en considérant d’autres

ANNEXE ANNEXE :


techniques de soudage (seul le shielded metal arc welding (SMAW) est traité dans ce modèle).

28

6. CONCLUSION

Les éléments de base nécessaire à la compréhension de la solidification en soudures multi-passes d’aciers inoxydables austénitiques, en particulier l’AISI 316-L ont été présentés en abordant les paramètres gouvernant la solidification de ce type d’aciers, ainsi que les conséquences conséquences inhérentes à un régime de solidification solidification rapide. L’étude du modèle MINA nous a permis de comprendre les points à développer dans le futur dans le domaine de la solidification en soudage multi-passes. En solidific solidificatio ationn convent conventionn ionnelle elle,, il ressort ressort que pour l’acier l’acier 316-L les modes modes de solidification solidification les plus probables sont les modes AF et FA. Les calculs de type Thermo-Calc TM prédisent que le fraction de ferrite ferrite est comprise dans l’intervalle l’intervalle 10 à 65 %. IL est probable que les conditions de solidification en soudage modifient des prédictions compte tenu des effets de la solidification rapide sur le coefficient de partage et la surfusion d’attachement. Les études de solidification solidification rapide établissent que la morphologie de solidification solidification est déterminée par le ratio G/V et sa finesse par le produit GV. Etant donné, les conditions de solid solidifi ificat catio ionn en soudag soudage, e, la crois croissan sance ce la plu pluss habit habitue uelle lle est est la crois croissan sance ce colon colonnai naire re dendritique et épitaxiale. Cependant, pour que la croissance soit colonnaire la relation de Hunt doit être vérifiée. D’autre part, grâce à sa teneur en ferrite le 316-L n’est pas fortement susceptible à la fissuration à chaud. Cependant, les conditions de vitesse de solidification affectant la sélection de phases ce paramètre pourrait augmenter la susceptibilité à la fissuration à chaud. Concernant, la solidification dans le soudage multi-passes complexe, on constate que malgré une information conséquente sur la solidification en soudage monopasse de ce type d’acier, les connaissances de la solidification dans le domaine du soudage multi-passes sont très récentes et insuffisantes pour une description adéquate de la genèse des microstructures. La compréhension des mécanismes de solidification et leur effet sur l’orientation de grains contribueront contribueront à l’optimisation l’optimisation du modèle MINA qui, a son tour, facilitera facilitera la compréhension compréhension du comportement des ultrasons.

ANNEXE ANNEXE :


7. BIBLIOGRAPHIE

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ANNEXE ANNEXE :


ANNE ANNEXE XE :

Inf Influe uenc ncee du du mode mode soli solidi difi fica cati tion on sur sur les transformations à l’état solide.

Mode A

(Fig (Figur uree A.1) A.1) : So Soli lidi difi fica cati tion on 100 100 % aust austén énit itiq ique ue.. La stru struct ctur uree est est

complètement austénitique à la fin de la solidification, elle restera austénitique lors du refr refroi oidi diss ssem emen entt à temp tempér érat atur uree ambi ambian ante te.. Il est est fréq fréque uent nt de trou trouve verr dans dans ce mo mode de de solid solidifi ificat catio ionn une une morpho morpholog logie ie intra intragra granul nulair airee de typ typee

cellu cellules les et dendr dendrit ites. es. Cette Cette

morphologie morphologie est associée à la ségrégation des éléments éléments d’alliage et des impuretés impuretés pendant la solidification et à la faible diffusivité de ces éléments à hautes températures. Pour cette raison le profil de ségrégation développé lors de la solidification est conservé.

Figure A.1 :

Représentation schématique des modes de solidification où la structure primaire est

l’austénite. Mode A (gauche) et mode AF (droite) [3].

Mode AF

(Figure A.1) : Structure primaire austénitique. austénitique. A la fin de la solidification solidification il

y a formation de ferrite δ eutectique. Ce mode est très commun pour les aciers avec des teneurs significatives en éléments alphagènes, principalement le Cr et Mo. La ferrite δ

32 eutectique formée aux joints de grains ou à la frontière de dendrites est très stable et résiste à la tran transf sfor orma mati tion on aust austén énit itiq ique ue au cour courss du refr refroi oidi diss ssem emen entt de la soud soudur uree grâc grâcee à l’enrichissement en éléments alphagènes. Mode FA

(Figure A.2) : La phase primaire de solidification solidification est la ferrite δ. À la fin de

la solidification, de l’austénite précipite par réaction péritectique ou eutectique. L’austénite précipite aux joints de grains de la ferrite δ ou à la frontière des bras dendritiques et/ou des cellules de ferrite. La figure suivante montre schématiquement schématiquement la solidification solidification FA avec les 2 morphologies possibles de la ferrite : vermiculaire ou en lattes [3].

Figure A.2 :

Mode de solidification FA avec les deux morphologies possibles de de la ferrite (a) Ferrite

vermiculaire ; (b) Ferrite en lattes.

Transformations à l’état solide du mode FA.

A la fin de la solidification, la microstructure se compose de dendrites de ferrite primaire et d’une couche interdendritique d’austénite. Lorsque le métal fondu refroidi dans le domaine γ/δ, la ferrite δ devient instable et l’aus l’austén ténite ite la consu consume me via une transf transform ormati ation on contrô contrôlé léee par la diffu diffusio sion. n. Différ Différent entes es morpho morpholog logies ies de ferrit ferritee exist existent ent en fonct fonction ion du rappo rapport rt Cr eqeq/Nieq et de la vite vitess ssee de

ANNEXE ANNEXE :


refr refroi oidi diss ssem emen ent. t. Si la vite vitess ssee de refr refroi oidi diss ssem emen entt est est trop trop rapi rapide de un autr autree type type de transformation. • Ferrite vermiculaire Quand la vite vitesse sse de refroi refroidis dissem semen entt est vermiculaire (squelettique). (squelettique). Quand

modérée et /ou le ratio Cr eq/Nieq petit la morphologie est du type vermiculaire, ou squel squelet etti tique que.. La ferri ferrite te,, enrich enrichie ie en éléme éléments nts alphag alphagène ènes, s, devie devient nt stable stable à température ambiante. • Ferrite en lattes. Quand la vitesse de refroidissement est élevée et/ou le ratio

Cr eqeq/Nieq augmente (en restant dans la gamme de compositions de FA), la ferrite a une morphologie aciculaire. •

Trans Transfor format matio ion n compl complèt ètee de δ à γ.

Quand Quand la vit vitess essee de refroi refroidi disse ssemen mentt est

extrêmement élevée, comme dans les cas du soudage par faisceau laser ou le souda soudage ge par faisc faisceau eau d’éle d’élect ctron rons, s, la transf transform ormat ation ion complè complète te de ferrit ferritee δ à austén austénit itee peut peut être être possi possibl blee sous sous l’ef l’effet fet d’une d’une transf transform ormati ation on massi massive ve sans sans diffusion. Mode F :

La transformation amène à une transformation complète de ferrite δ. Ce

mode est très rare pour les aciers inoxydables inoxydables et plus courant pour les aciers duplex. Transformations à l’état solide du mode F

Lors du refroidissement du métal fondu au-dessous du solvus δ, l’austénite précipite normalement aux joints de grains de la ferrite δ. Etant donné que la structure de solidification est complètement complètement ferritique, la diffusion élimine au cours du refroidissement entre la ligne du solidus et la ligne du solvus δ la plupart des gradients chimiques résultant de la solidification. solidification. Quand Quand la transfor transformati mation on ferrite/a ferrite/austé usténite nite débute, débute, la microstr microstructu ucture re est essentie essentiellem llement ent composée de grains de ferrite homogènes. Le degré de transformation transformation de ferrite δ en austénite γ dépend du ratio Cr eqeq/Nieq et de la vitesse de refroidissement. Si le ratio Cr eqeq/Nieq est petit et la vitesse faible ou modérée, une grande partie de la ferrite δ est transformée. Si la vitesse est très élevée, la microstructure sera presque entièrement austénitique. Pour des ratios Cr eqeq/Nieq élevés la transformation peut se passer à basse température.

Rapport Bibliographique Soudage Multi Passe Final

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