Microstructure du joint soudé 24 

Le joint soudé résultant du soudage par frottement-malaxage comporte trois zones distinctes en plus du métal de base. Ces zones, montrées sur la Figure 1-10, ont été mises en évidence lors des premières études portant sur la microstructure du joint ((Liu, Murr et al., 1997), (Murr, Liu et al., 1997), (Flores, Kennedy et al., 1998), (Murr, Liu et al., 1998)).

Figure 1-10: Vue transversale du joint soudé: a) Noyau ; b) Zone affectée thermomécaniquement (ZATM) ; c) Zone affectée thermiquement (ZAT) ; d) Matériau de base.

1.3.1 Microstructure typique

Une première zone, adjacente au métal de base, est caractérisée par le fait que seuls des phénomènes métallurgiques induits par une élévation de la température s’y produisent. Il s’agit de la zone affectée thermiquement (ZAT). En se rapprochant du centre du joint soudé, on trouve une zone affectée thermomécaniquement (ZATM). Un fort gradient de déformation caractérise cette région. Étant fortement déformés mais non recristallisés, les grains de la ZATM sont caractérisés par une forte densité de dislocations. La partie centrale du joint est appelée noyau. Ce dernier correspond à la partie du joint ayant subi une très grande déformation plastique à haute température. La recristallisation dynamique résulte en une microstructure est très fine et équiaxe.

Figure 1-11: Microstructure d'une tôle d'aluminium 7075-T6 : a) avant le soudage; b) après le soudage, dans le noyau.

d c

b

La microstructure du matériau de base est complètement transformée dans le noyau, comme le montre la Figure 1-11. Le phénomène de recristallisation dynamique qui se produit lors du FSW suscite un certain nombre d’interrogations. Il est établi que l’action de l’outil mène à la fragmentation des grains d’origine, ce qui fait apparaître des réseaux de cellules de dislocations par des mécanismes de glissement intragranulaire. Ces sous-joints de grain, sous l’effet du gradient de déformation produit par l’accumulation des dislocations à leur frontière, subissent une rotation les uns par rapport aux autres. Les cellules alors sont transformées en nouveaux grains d’orientations variées (Humphreys et Hatherly, 2004).

Certaines observations montrent que la recristallisation dynamique est continue. En effet, en mesurant la forte désorientation des grains les uns par rapport aux autres (Jata, 2000) ont montré que la recristallisation n’est pas complète puisque des empilements de dislocation aux joints de grains sont observés. Une telle microstructure est comparable à celles obtenues lors du forgeage à chaud ou lors d’essais de torsion à chaud (Jata et Semiatin, 2000), deux situations dans lesquelles se manifeste la recristallisation dynamique continue. Lorsque la recristallisation est continue, la taille des grains recristallisés est inversement proportionnelle au logarithme du paramètre de Zener-Hollomon Z :

(1.5) avec

(1.6) où est la vitesse de déformation généralisée, Q est l’énergie d’activation de la recristallisation, R est la constante des gaz parfaits et T est la température absolue. La mesure de la taille de grain permet d’estimer la vitesse de déformation si la température est connue (Gerlich, Yamamoto et al., 2008).

D’autres travaux (Su, Nelson et al., 2005) ont mené à des résultats qui permettent de proposer une évolution différente. Des observations faites au microscope électronique à transmission sur cinq

spécimens prélevés dans un noyau partiellement soudé (le soudage ayant été stoppé subitement) montrent que de nouveaux germes apparaissent d’abord et que les joints de grains migrent ensuite pour former une structure très fine. Par la suite, il y a croissance et déformation de certains grains, ce qui fait apparaître de nouvelles dislocations. Ces indices laissent croire que la microstructure du noyau résulte d’une recristallisation dynamique discontinue. La microstructure finale est fine et équiaxe, mais les grains montrent une variation marquée de densité de dislocations, reliée aux différents degrés de restauration de ces grains.

D’autre part, il est possible d’affiner la taille des grains du noyau à l’échelle nanométrique en combinant le FSW à un refroidissement rapide (Su, Nelson et al., 2006). Des grains d’un diamètre inférieur à 500 nm peuvent être obtenus de cette façon. On utilise cette technique afin de rendre l’alliage superplastique, ce qui est souhaitable pour certaines opérations de mise en forme.

1.3.2 Soudage FSW des alliages de la série 7XXX

Les propriétés mécaniques de cette famille sont les plus élevées parmi les alliages d’aluminium. On les utilise donc dans des applications critiques telles que la construction d’aéronefs. Ils sont caractérisés par une teneur en zinc qui varie de 4 à 8 % et par une teneur en magnésium allant de 1 à 3 %. Cette composition chimique permet la formation de MgZn2 sous forme de précipités.

C’est toutefois dans leur forme transitoire (zones de Guinier-Preston (GP)) que ces précipités ont un effet optimal sur le durcissement structural de l’alliage. La présence du cuivre, dans une teneur inférieure à 2%, permet quant à elle de durcir la matrice par la formation d’une solution solide. Le cuivre a un autre effet important : il stabilise les zones GP lorsque la température de service est plus élevée. Par contre, le cuivre rend l’alliage plus sensible à la fissuration à chaud. Il est donc difficile de le souder par fusion (Bailon et Dorlot, 2005).

Un important avantage de cette série d’alliage est la facilité avec laquelle elle peut être traitée thermiquement. En effet, ces alliages sont faciles à mettre en solution, leur vieillissement peut être fait à basse température, soit sous 160°C, et ils peuvent être trempés à l’air. L’alliage de cette famille le plus souvent rencontré est le AA7075 (5,6 %Zn, 2,5 %Mg, 1,6 %Cu et 0,3 %Cr), dont

la teneur en chrome améliore la résistance à la corrosion. On l’utilise sous forme de tôles pour fabriquer les fuselages d’avions. Le AA7050 (6,2 %Zn, 2,3 %Mg, 2,3 %Cu et 0,3 %Cr) est un alliage aux propriétés similaires.

L’effet stabilisateur du cuivre devient inefficace lorsque la température approche du solidus. Ainsi, les propriétés mécaniques des alliages de la série 7XXX sont affectées par le soudage FSW puisque leur durcissement doit son efficacité à des formes métastables des précipités. Dans la ZAT, l’apport de chaleur produit par le soudage peut être suffisant pour que ces précipités évoluent vers une forme plus stable, qui est nettement moins efficace en termes de durcissement. En effet, ces précipités ont une taille au moins 5 fois plus grande que les zones GP. Ces précipités stables apparaissent à une température d’environ 350°. Une baisse de dureté pour des joints dont la température maximale se situe proche de 350°C a été observée (Reynolds, Tang et al., 2005). Cela suggère qu’il est préférable de choisir une combinaison de paramètres qui permet d’élever davantage la température dans le joint, ou encore de réduire le temps pendant lequel le métal est à une température de 350°C, en augmentant la vitesse de soudage v. Comme la température atteinte dans la ZATM est plus élevée que dans la ZAT, il est prévisible qu’une remise en solution complète s’y produise. Au cours du refroidissement post-soudage, il peut alors y avoir reprécipitation préférentielle aux joints de grains de la ZATM (Su, Nelson et al., 2003), ce qui diminue la résistance de cette zone.