Fissuration en soudage et microstructures de zone fondue et de ZAT d’aciers

1

x

∫

=

_k(T)=k

_exp

( )

−_RTEa

Les valeurs retenues pour k0 et Ea sont issues de la littérature [Bouhayad, 2003]. Les épaisseurs d’intermétallique calculées, pour les cycles thermiques caractéristiques du soudobrasage laser et TIG, sont proches de celles mesurées (Figure 2.20), ce qui montre qu’un calcul prédictif de l’épaisseur d’intermétallique formé est possible, à la condition de connaître ou de pouvoir prédire précisément le cycle thermique interfacial.

(a) ^(b)

Figure 2.20 : Comparaison des épaisseurs de couche de réaction mesurées et calculées en soudage TIG ; épaisseur maximale en fonction de la vitesse de soudage (a), et épaisseur en fonction de la position par rapport au centre de la liaison (b).

2.4. Fissuration en soudage et microstructures de zone fondue et de ZAT d’aciers réfractaires moulés

Les difficultés rencontrées pour réparer par soudage les aciers réfractaires moulés, du fait de leur très faible ductilité, ont été présentées dans le chapitre 1. Afin de mieux comprendre les mécanismes responsables de l’évolution des microstructures et de l’apparition de la fissuration lors du soudage, une étude de caractérisation microstructurale a été menée, dans le cadre de la thèse de Traian Branza [Branza, 2005], en collaboration avec Philippe Lours. On peut retrouver l’essentiel de ces résultats dans la publication A11.

2.4.1. Etude des relations entre microstructure et fissuration en soudage des aciers réfractaires moulés

Trois aciers réfractaires avaient été utilisés au cours de cette étude, désignés par la suite SP35, SP40 et SP50. Ces trois aciers possèdent des teneurs en chrome sensiblement identiques, d’environ 25 % en poids, et des teneurs en nickel respectivement de 35, 40 et 50 pds%. Outre leur teneur en nickel, les trois aciers se différencient par leur teneur en carbone, et par les éléments d’addition carburigènes qu’ils contiennent, qui déterminent la quantité et la nature des carbures formés. Le SP35 contient environ 1 pds% de Nb, et un peu de Mo et W, le SP40 contient également du niobium en plus faible teneur (0,3 pds%), mais un peu plus de carbone, et le SP50 contient près de 5 pds% de W.

La microstructure des alliages révèle une structure dendritique typique des alliages moulés (Figure 2.21). Les zones interdendritiques sont principalement constituées d’un mélange d’austénite et de carbures de chrome primaires, dont la morphologie varie d’une nuance à l’autre, et de carbures de Nb pour le SP35 et le SP40 (Figure 2.22), ou de carbures de W pour le SP50. Cette structure fortement hétérogène, avec la présence d’un réseau quasi-continu de phases carbures, dures et fragiles (Figures 2.23), induit un comportement global quasi-fragile, malgré la grande ductilité de la matrice austénitique.

(a) (b) (c)

Figure 2.21 : Microstructure des aciers réfractaires moulés SP35 (a), SP40 (b), et SP50 (c).

Les fissures qui se forment en cours de soudage sont localisées dans l’acier moulé à proximité immédiate de la zone soudée, et se propagent exclusivement à travers les espaces interdendritiques (Figure 2.24). Toutefois, la sensibilité à la fissuration n’est pas la même pour les trois nuances. Elle semble principalement liée à la teneur en carbone, qui détermine la quantité de carbures primaires formés, mais aussi à la morphologie de ces derniers. Ainsi, l’alliage SP35, qui contient moins de carbone que le SP40, présente une sensibilité plus marquée, du fait de la morphologie plus élancée des carbures interdendritiques, qui forment un réseau fragile quasi-continu, alors que l’alliage SP40 contient des carbures primaires plus compacts et discontinus (Figure 2.24c et d).

Distance (µm)

(a) ^(b)

(c) ^(d)

Figure 2.22: Identification par EDS, des différents carbures formés dans l’acier réfractaire SP40 ; microstructure de la zone analysée (a), spectre de diffraction de la matrice (b), spectre de diffraction des phases carbures sombres (c), et spectre de diffraction des phases carbures claires (d).

Figure 2.23 : Dureté Vickers d’un acier réfractaire moulé et d’une zone réparée par soudage montrant la grande hétérogénéité de propriétés mécaniques de l’acier de base.

(a) ^(b)

(c) (d)

Figure 2.24 : Localisation des fissures après soudage dans le métal de base à proximité de la zone de fusion (a), et morphologie des fissures, dans l’alliage SP50 (b), dans l’alliage SP35 (c), et dans l’alliage SP40 (d).

2.4.2. Etude de la fissuration dans les zones fondues

L’un des moyens retenu pour réduire la fissuration en soudage des aciers réfractaires moulés, décrit dans le chapitre 1, consistait à déposer une « couche d’accommodation » entre le métal de base et le métal d’apport de remplissage, à l’aide d’un alliage de nickel, selon la technique dite « de beurrage ». Si la méthode a permis d’éliminer la fissuration dans l’acier de base, en revanche de nouvelles fissures sont apparues dans la couche de beurrage (Figure 2.25a), issues d’un phénomène de fissuration à chaud.

Le rôle du soufre et du phosphore dans le phénomène de fissuration à chaud en soudage est connu depuis longtemps [Suutala, 1979], même si les mécanismes de fissuration ne sont pas toujours bien identifiés. Le soufre étant très peu soluble dans le nickel, il est rejeté à la solidification dans les espaces interdendritiques, pour former des phases à bas point de fusion, ou fragiles [Matsuda, 1982]. Lors de notre étude, deux phénomènes de fissuration, apparemment différents, ont été rencontrés. Dans le cas de l’utilisation de nickel quasi pur comme matériau de beurrage, la fissuration se produit dés la solidification de la couche de beurrage, vraisemblablement à cause de la formation de phases sulfures de nickel, à bas point de fusion. Dans le cas de l’utilisation d’alliage de Ni contenant 2% de Ti, la fissuration ne se produit pas à la solidification, mais ultérieurement, sous l’effet des contraintes produites par les passes de remplissage. La teneur en titane élevée observée autour de ces fissures (Figure 2.25b) nous a conduit à suggérer la formation de carbo-sulfures de titane, comme l’avait déjà indiqué Shankar [Shankar, 2000], qui fixent le soufre, et empêchent la formation de sulfures à bas point de fusion. Cependant, les phases formées sont alors fragiles, et se fissurent sous l’effet des contraintes thermiques produites lors des passes ultérieures.

(a)

(b)

Figure 2.25 : Fissuration de la zone de beurrage réalisée avec un matériau de beurrage en nickel pur (a), et analyse EDS de la répartition du titane autour d’une fissure dans la zone de beurrage réalisée avec un alliage Ni-2%Ti (b).