Caractérisation de la texture cristallographique

Le but de la caractérisation des propriétés cristallographiques des échantillons prélevés dans la soudure austénitique en acier Inox316L est de s'assurer que la texture morphologique observée dans les cartographies EBSD (microstructure avec de grains allongés et orientés dans une direction préférentielle) est reliée à leur texture cristallographique. Cela revient à vérifier que l'axe d'élongation de grains est parallèle à une direction cristallographique commune comme indiqué dans la littérature [8, 48, 63-66]. Nous cherchons d'autre part à déterminer comment sont orientés les axes et les plans de symétrie et quelle symétrie polycristalline peut être associée aux textures mises en évidence. Des figures de pôles ont été mesurées expérimentalement à partir des analyses EBSD et DRX afin d’avoir une caractérisation complète de la texture cristallographique de la soudure austénitique en Inox316L. Les figures de pôles associées aux plans {200}, {111} et {220} issues des caractérisations EBSD et DRX effectuées sur les échantillons avec des orientations préférentielles de grains de 0° et 90° sont présentées respectivement sur la Figure II-16 et la Figure II-17. Ces figures montrent que les résultats de l’analyse EBSD sont équivalents à ceux obtenus par l’analyse DRX. En outre, les observations des différentes figures de pôles présentées révèlent la présence d’une texture cristallographique de fibre très marquée dont la composante d’orientation est de type 〈100〉. Cette texture est caractérisée par une orientation préférentielle de grains allongés définie par la présence d’un axe cristallographique 〈100〉 commun à l'ensemble de grains (axe de fibre) et d'autres axes cristallographiques répartis aléatoirement autour de l'axe de fibre 〈100〉. Ce phénomène est mis en évidence sur la figure de pôles {200} obtenue par les examens EBSD et DRX réalisés respectivement pour les échantillons INOX316L-EBSD-OT-0° et INOX316L-DRX-OT-0° (voir Figure II-16.a et Figure II-16.b). En effet, la texture dans ces échantillons se traduit par la présence d’un spot dans une direction (au milieu de la figure de pôles {200}) et par un anneau dans des directions perpendiculaires à cette dernière (au bord de la figure de pôles {200}). Ce spot définit l’axe de fibre 〈100〉 qui est parallèle à la direction

morphologique d’élongation de grains 𝑧 identifiée sur le cartographie EBSD. Les observations montrent donc que l’élongation morphologique de grains est alignée avec l’axe de fibre de la texture cristallographique des échantillons. Ce qui confirme la présence d’une texture cristallographique. Cette dernière est due à la solidification du bain de fusion lors de l’exécution des passes de soudage successives. En effet, lors du recouvrement d’une passe de soudage, les grains croissent préférentiellement suivant le gradient thermique. Les grains en solidification adoptent donc naturellement l’orientation cristallographique des grains.

a) b)

Figure II-16 : Figures de pôles {200}, {111} et {220} des échantillons de l’Inox316L obtenues par les analyses expérimentales. a) Analyse par EBSD réalisée sur l’échantillon INOX316L-EBSD-OT-0°. b) Analyse par DRX réalisée sur l’échantillon INOX316L-DRX-OT-0°.

a) b)

Figure II-17 : Figures de pôles {200}, {111} et {220} des échantillons de l’Inox316L obtenues par les analyses expérimentales. a) Analyse par EBSD réalisée sur l’échantillon INOX316L-EBSD-OT-90°. b) Analyse par DRX réalisée sur l’échantillon INOX316L-DRX-OT-90°.

La Figure II-17.a révèle aussi la présence d’une texture cristallographique dans l’échantillon INOX316L-EBSD-OT-90°. En effet, l’anneau à 90° de l’axe de fibre sur la figure de pôles {200} présente également quatre renforcements d’intensité plus importantes suivant les directions 𝑥 et 𝑦 de l’échantillon. Ces renforcements se retrouvent sur les anneaux des figures de pôles {111} et {220}. Ils montrent que les directions 〈100〉 secondaires, c’est-à-dire perpendiculaire à l’axe de fibre ne sont pas

parfaitement équi-réparties dans le plan transverse à l’axe de fibre. Les directions 〈100〉 secondaires adoptent préférentiellement des directions proches des axes 𝑥 et 𝑦 des échantillons. La texture cristallographique présente donc un axe de fibre – une direction 〈100〉 commune - et des directions secondaires réparties symétriquement selon deux plans de symétrie. Cette répartition est caractéristique d’une texture cristallographique orthotrope. L’analyse par DRX de l’échantillon INOX316L-DRX-OT-90° exposée sur la Figure II-17.b montre toutefois que les renforcements selon les axes 𝑥 et 𝑦 sont peu marqués (en comparaison de l’intensité de l’axe de fibre). La texture cristallographique peut donc être plutôt considérée comme isotrope transverse. Néanmoins, les présentes observations montrent que l’alignement de l’axe de fibre avec la direction 𝑧 de l’échantillon n’est pas parfait. Nous observons donc la présence d’une légère désorientation de l’axe de fibre dans la direction de soudage. Cet effet est dû à l’inclinaison du gradient thermique dans la direction de soudage lors de la solidification du métal fondu en cours de soudage. Par ailleurs, cette désorientation peut être identifiée et corrigée par les logiciels de traitements des données expérimentales.

II.1.6.3. Propriétés élastiques

Le matériau Inox316L est considéré comme un matériau anisotrope à l’échelle microscopique et macroscopique. À l’échelle des cristaux, les propriétés élastiques du matériau sont caractérisées par les trois constantes d'élasticité indépendantes du monocristal de la symétrie cubique 𝐶₁₁= 206 GPa, 𝐶₁₂= 133 GPa et 𝐶44= 119 GPa (voir Tableau I-3). Le tenseur d’élasticité du monocristal de ce matériau anisotrope est défini par l’équation (II.1) comme dans le cas du matériau isotrope.

À l’échelle macroscopique, si nous considérons une symétrie orthotrope du matériau, ce dernier possède donc trois plans de symétrie orthogonaux entre eux. Le comportant élastique dans ce cas est défini par neuf constantes d’élasticité homogénéisées de la forme suivante :

𝐶_𝑖𝑗^{Homogénéisé}= [ 𝐶₁₁ 𝐶₁₂ 𝐶₁₃ 0 0 0 𝐶₁₂ 𝐶₂₂ 𝐶₂₃ 0 0 0 𝐶₁₃ 𝐶₂₃ 𝐶₃₃ 0 0 0 0 0 0 𝐶₄₄ 0 0 0 0 0 0 𝐶₅₅ 0 0 0 0 0 0 𝐶₆₆] (II.3)

Par ailleurs, si nous prenons en compte l’hypothèse de la symétrie isotrope transverse caractérisée par les analyses expérimentales présentées dans la section précédente, le nombre des constantes d'élasticité indépendantes est donc réduit de neuf à cinq. Nous rappelons que la symétrie isotrope transverse est dite aussi «orthotropie de révolution», caractérisée par un axe de révolution privilégié dont tout plan contenant cet axe est considéré comme un plan de symétrie. Le tenseur d’élasticité est défini par la matrice suivante :

𝐶_𝑖𝑗^{Homogénéisé}= [ 𝐶₁₁ 𝐶₁₂ 𝐶₁₃ 0 0 0 𝐶₁₂ 𝐶₁₁ 𝐶₁₃ 0 0 0 𝐶₁₃ 𝐶₁₃ 𝐶₃₃ 0 0 0 0 0 0 𝐶₄₄ 0 0 0 0 0 0 𝐶₄₄ 0 0 0 0 0 0 𝐶₆₆=^{𝐶11−𝐶12} 2 ^] (II.4)

Les constantes d’élasticité sont calculées théoriquement à partir de celles du monocristal en utilisant la moyenne de Hill [36, 44, 58, 59] présentée dans l’Annexe C. Les constantes d’élasticité homogénéisées du matériau isotrope transverse Inox316L sont données dans le Tableau I-3.