EFFET DES TRAITEMENTS THERMIQUES SUR LES SOUDURES AU LASER D'ACIERS INOXIDABLES AUSTENITIQUES

(1)

HAL Id: jpa-00227032

https://hal.archives-ouvertes.fr/jpa-00227032

Submitted on 1 Jan 1987

HAL is a multi-disciplinary open access archive for the deposit and dissemination of sci- entific research documents, whether they are pub- lished or not. The documents may come from teaching and research institutions in France or abroad, or from public or private research centers.

L’archive ouverte pluridisciplinaire HAL, est destinée au dépôt et à la diffusion de documents scientifiques de niveau recherche, publiés ou non, émanant des établissements d’enseignement et de recherche français ou étrangers, des laboratoires publics ou privés.

EFFET DES TRAITEMENTS THERMIQUES SUR LES SOUDURES AU LASER D’ACIERS

INOXIDABLES AUSTENITIQUES

A. Tiziani, P. Matteazzi, A. Zambon, A. Molinari

To cite this version:

A. Tiziani, P. Matteazzi, A. Zambon, A. Molinari. EFFET DES TRAITEMENTS THERMIQUES

SUR LES SOUDURES AU LASER D’ACIERS INOXIDABLES AUSTENITIQUES. Journal de

Physique Colloques, 1987, 48 (C7), pp.C7-167-C7-170. �10.1051/jphyscol:1987730�. �jpa-00227032�

(2)

JOURNAL DE PHYSIQUE

C o l l o q u e C7, supplément au n012, Tome 48, décembre 1 9 8 7

EFFET DES TRAITEMENTS THERMIQUES SUR LES SOUDURES AU LASER D'ACIERS INOXIDABLES AUSTENITIQUES

A. TIZIANI, P. MATTEAZZI, A. ZAMBON et A. MOLINARI'

Univerçità d i P a d o v a , V i a G r a d e n i g o 6 A , 1 - 3 5 1 0 0 P a d o v a , I t a l y ' U n i v e r s i t à d i T r e n t o , P o v o , 1 - 3 8 0 5 0 T r e n t o , I t a l y

zm5TRNY

It is well knom t h a t during s t a i n l e s s steels t r a d i t i o n a l welding d e l t a f e r r i t e can occur and t h a t its amount v a r i e s depending on s t e e l composition and welding parameters. Delta f e r r i t e i n l a s e r welding has been observed too ,though i t s amount was i n f e r i o r t o t h a t i n t r a d i t i o n a l welds. Previous s t u d i e s have showi t h a t i n i n t r a d i t i o n a l welds f e r r i t e transformation can occur, a s a consequence of heat treatment, giving rise t o sigma phase p r e c i p i t a t i o n . This f a c t can cause b r i t t l e n e s s occurence, depending on sigma phase morphology and m u n t . I n t h i s woxk sigma phase p r e c i p i t a t i o n i n l a s e r welds has been examined, by means of soaking tests i n a i r a t temperatures ranging hetween 600 and 750 C

,

i n order t o i d e n t i f y its morphology and p r e c i p i t a t i o n k i n e t i c s . Microstructural analysis has been p e r f o m d by means of l i g h t microscopy, SEDI and TEM observation. Different phases' r e l a t i v e amounts have b e n determined by means of Mossbauer Spettroscopy.

llnmmcrION

La microstructure des assemblages soudés de nombreux a c i e r s inoxidables austénitiques est f o d e par une s t r u c t u r e biphasique austéno-ferritique.

Plusieurs études o n t été f a i t e s sur les s t r u c t u r e s biphasiques obtenues après l e soudage e t p l u s i e u r s t h é o r i e s ont é t é propos&s pour 6xpliquer les fonctions de l a d e l t a f e r r i t e dans les assemblages (1-9). Pendant l e soudage au l a s e r a u s s i , ou mieux avec des sources thermiques à haute energie, iLya les conditions pour l a formation de l a d e l t a f e r r i t e . Quelques auteurs (10) ont montré c m n t à l a v a r i a t i o n de l a v i t e s s e de soudage industriellement acceptables (>25mm/s) l a q u a n t i t é de f e r r i t e d e l t a présente dans l e cordon de soudure est p l u s p e t i t e que celle qu'on trouve dans les soudures t r a d i t i o n n e l l e s . Nous développons dans l a presente c m u n i c a t i o n , l ' é t u d e de l a cinétique de transformation de l a f e r r i t e d e l t a , dans les a c i e r s AIS1 304 e t 316, i n d u i t e par une s e n s i b i l i s a t i o n 2

tempeCrature comprise e n t r e l e s 600 et 750.C e t pour temps d i f f é r e n t s .

PARTIE

h

La composition chimique des matériaux considérés est donnge au Tab.1. Les paramètres u t i l i s é s pour l a soudure en bout de plaques de l ' é p a i s s e u r de 8 m sont : puissance 9 kW AIS1 304 e t 8 kW AIS1 316, v i t e s s e 38,3 &sr gaz i n e r t e hélium aux deux côtés, f o f e r en surface. Les plaques ont été t r a i t 6 e s 1/2h, l h , 4h, 30h respectivement aux teqd'ratures de 600, 670, 750mC. Les échantillons o n t

Z t 6 c a r a c t é r i s é s par : radiographie, l i q u i d e s p n é t r a n t e s

,

microscopie optyque

,

Sm, ml (.ë'ig. l ) , p r o f i l s de microduréte, d i f f r a c t d t r i e sur les e x s t r a i t s obtenus par d i s s o l u t i o n s é l e c t i v e , e t par f e r r i t o m è t r i e . Enfin on a f a i t des mesures par spettroscopie 246ssbauer en u t i l i s a n t c m source l e Co57 en matrice de rhodium avec s p e c t r d t r e à accéleration constante e t av? des échantillons de courdon de soudure amincis électrolytiquement jusqu'a une épaisseur de 40 microns.

TAB. 1 CHEMICAL COMPOSITION

C Si MN CR NI MO S P CReq. NIeq. CR/Nleq.i AIS1 304 0,038 0,43 1,41 18,2 9,98 0,31 0,016 0,023 19,3 ^11,9 1,62 AIS1 316 0,045 0,45 1,42 17,4 11,5 2,28 0,021 0,023 22,3 13,6 1,49

On a enregistré deux séries de spectres: a )

a

p e t i t e v i t e s s e (+- 1.8 mm/s) pour

Article published online by EDP Sciences and available at http://dx.doi.org/10.1051/jphyscol:1987730

(3)

JOURNAL DE _PHYSIQUE

MICROSTRUCTURE W E S AFTER DIFFERENi HEAT T R E A m s :

a = FERRITE

Y=

AUSTENITE

YI=

AUSTENITE ORIGINATED FR34 FERRITE T W S .

C

^AND

Cl

= GRAIN WJDARY CARBIDES AND CARBIDES INSIDE FERRITE GRAIN (i= S I W 4 W S E

( )= INCIPIENT TRASFON3RTION

mettre en evidence la présence de phase sigma; b) à haute vitesse (+- 8.9 4 s ) pour caractériser des composants magnétiques hiperf ins

.

^L'interprétation des spectre à petite vitesse (Eig.2) a été exécutée par un progranme de minimisation aux minimum quadratiques et avec forme de ligne lorentziana avec le modèle suivant: a) pour l'austénite avec (11) une seule ligne à -0,09 r d s et trois doublets qui ont iscaner shift (en rapport au fer alfa) et quadruple splitting rispectivernent de (-0.09.0.1 rcPn/s), (-0.09,0.15 1 4 s ) et (-0.03,0.27 4 s ) qui corrispondent à des atomes en fer sans atomes substitutionnels premiers voisins et 3 des at-s en fer avec des atomes sobstitutonnels premiers voisins (*le type Fe-Cr,Fe-Ni etc) ; b) pour la phase sigma avec quatre lignqseules (12) qui ont i s m shift. -0;4,-0.28,-0.19,0.09 4 s . L'interpretation des spectres 2 haute vitesse

a

éte execut& sur les considerations des paramètres IGssbauer calcul~s à petite vitesse à travers l'analyse de la distribution des champs hyperfins par la &thode expliquée par (13) et avec £0- de ligne lorentziana.

De cette fason on a pu d6terminer la quantité de ferrite présente dans les échantillons,. en calculant par une équation du premier dégré entre isomer shift

&diun (1s) et le champ hyperfin ddium (Hf dans la ferrite (1s = aH+b ou a et b sont constants) en accord avec (14).

&m

On a constatgque les soudures ne presentent ni fessurations ni inclusions et que la quantité de ferrite delta, avant la sensibilisation est, en tout cas inférieure au 5%. Les résultats de la recherche et de la caractérisation microstructurale sont rapportés au Tab.2-3 et les résultats de la spectroscopie fissbauer concernant la phase sigma et la ferrite, (calculés c m pourcentage du domaine total dans le spectre Mossbauer) sont rapportes au Tab.4.

TAB.4 ITec/t

h

DIÇOUSSION

Le soudage au laser met en évidence que au changement de la vitesse de refro idissement on obtient des structures di£ f &rentes c

'

est-à-dire : par-des refroidiss-nts normaux les transformations qui se produisent sont ~*+sA+d, tandis que par des refroidissenents rapides on a ~+~+g+.'d+b. Dans le soudage au

~ + C X

a

01,

-

A l S I 3 0 4

(a)

(CI ~ b ) td)

4

^1%)

(rn,

La quantité de ferrite, ici exPrde, comprend les carbures aussi, puisq'on ne peut pas les séparer, vu leur &tite quantité. L'analyse chimique des exstraits obtyus des kchantillons de l'acier AIS1 316 sensibilis~s pour des temps superieurs

à

^lhà 750'~ et 4h à 670.C ont mis en évidence une augnentation du pourcentage de ^%¹ en comparaison de celui relevé sur les echantillons traita $ une moindre terature.

4.0 O

A l S I 3 1 6 0/0 1670/30 1750/30[

~%sSBAUER SPECTROÇCOPY RESULTS

1.05 3.8

0/0 16701 1/21670/301750/30 1.41

N . R ,

PERCEMAGES G I M N ARE RELATIM TO M E AREA

a+cx

⁼ ^plus ^CARBIDES

4.5 O

4.5

O

1.6 4.1

2.5 1.0

O x = s l W

N. R. = NOT RNEALED

(4)

laser, on a une solidification très rapide et par cons&ant on obtient d'un c ~ t &

un sous refroidissement trbs élevé avec la phase primaire de solidification qui est l'austénite, et d'une autre on n'a pas la ségrégation de Cr dans la ferrite et de Ni dans 1 'austénite. Pour 1 'acier AIS1 304 aprês la sensibilisation on a vu que pour les temps les plus courts 8 n'morte quelle tempe'rature on obtient une prgcipitation et un qrossissemnt des carbures au bord du grain ferritique avec l'appauvrissement de Cr dans cette dernière phase et de C dans la phase austénitique; on a aussi une précipitation de carbures dans la ferrite avec un ultérieur appouvrissemnt du Cr de cette phase; ,Ces phén&nes entra'inent une transformation partlale de la ferrite en austenite et d c h e n t la precipitation de la phase sigma. La de la phase sigma se déroule plus vite a la t d r a t u r e de 6 7 0 ~ ~ et pour des temps de sensibilisation longs. Sa localisation est dans les îles de ferrite et Fa vient du Cr qui, n'ayant pas la possibilité de f o m r des cabures

a\

cause de l'absence du C,et diffusant avec difficulté et enfrn, étant un element alphaqkne, enrichit les Ties de ferrite en rejoignant les conditions pour la précipitation de la phase sigma. L'acier AIS1 316 se conduit, pour les courts temps de traqtement et les basses teqdratures, d'une fa~on analogue à l'acier AIS1 304. La tendence à la précipitation de la phase sigma haute temperature dans ces materiaux, en comparaison de AIS1 304, est due à 1 'action du Mo qul rende facile la formaton de phases intedtalliques. La quantite de qhase sigma relevétdans la soudure au laser est, en tout cas, inférieure a celle des soudures traditionnelles, tandis que les temps pour sa précipitation resultent sup6rieurs. L'inibition de la précipitation est due: a) 2 la petite quantité de la ferrite delta dans la soudure au laser; b) au plus grand rapport carbures-ferrite qui dgtermine un danaine ferritique plus pauvre en Cr et Mo; c) la mindre ségrégation d161&nts qui forment la phase sigma. La presence du Mo,dans AIS1 316 devrart aboutir 2 une remarquable augmentatxon de la vitesse de precipitation de la phase sigma, mais Fa n'arrbe pas, parce qu'il y a un appauvrissement de cet &&nt selon la réaction rapport& en (6), où le carbure bQ3C6 s'enrichit de Mo en se trasfonnant en M6C. La quantitg de cette élément qui reste, est toutefois suffisante pour accélérer la précipitation de la phase sigma dans l'acier AIS1 316 en rapport au AIS1 304.

SIO ON

Pour les deux matériaux examin&s, la de ferrite delta dans la soudure au laser, est inférieure 3 celle qu'on obtient dans la soudure traditionelle. Pour l'acier AIS1 304 les principales transfonnations de la ferrite delta enltra?n%la formation de phase garmna et la prkcipitation de M23C6. La formation de phase sigma résulte accélérée a 670 C. L'AIS1 316 subit les &s transformations du 304 ; en ce matériel on a remarqué 1 'influence du Pb. dans 1 'acc6lération de la cinétique de transformation delta-sigma. Dans les deux matériaux examinés la précipitatim du carbure M23C6, la morphologie de la ferrite et sa quantité produisent un ralentissement remarxpable dans la précipitation de sigma en comparaison de ce qui arrive en soudure traditionnelle.

Renierciements

On remercie M. 1'Inq. M.UWXLL0 et M. GHIRINGHELLO de l'Institut de Recherche Tecnologiques et I*Iécaniques (RTM) de Vico Canavese Torino pour la collaboration.

1) W.T. DELONG, Weld. J., 53 (1974) 7, 273s-286s.

2) T. TAKALO, N. SUUTALA, T. MOISIO, Met. Trans., 10A (Aug. 79) 1181-90.

3) N. SUUTALA, T. TAUGO, T. MOISIO, Met. Trans., 10A (Aug. 79) 1173-81.

4) N. SUUTALA, T. TAKALO, T. MOISIO, Met. Trans., 1lA (May 80) 717-725.

5) F'. R. BECIZITl', J.I.S.I., May 1969, 632-638.

6) B. 6JEISS. R. STICKLE?, Met. Trans., 3 (Apr. 1972) 851-866, 7) L. GIORDANO, A. TIZIANI, Riv. Ital. Sald., 4 (1976) 255-261.

8) A. TIZIANI et al., Ind. Mecc., 351 (1981) 329-333.

9) A. Z I N W S , A. TIZIANI, et al., Riv. Ital. Sald., 5 (1980) 317-325.

10) S. A. DAVID,J. M. VIT=, Met. Trans., 14 A (sept. 1983) 1833-1841.

11) Ts. 'XAIiIEIuOVA, R. BANOV, Bulg. J. Phys., 9 (1982) 138-150.

12) B. SOLLY and G. vJINQUIST, Scand. J. Metallurgy, 86 (3) 1974.

13) G. LE CAEX, J. Pl. DUBOIS, J. Phys., E 12 (1979) p. 1083.

14) S. M. DUBIEL, J. ZUIROWSKI, J. Mam. ~"Iagn. Mater., 23 (1981) 214-228.

(5)

C7-170 JOURNAL DE PHYSIQUE

Velocity (mm/secl Velocity (mm/seci

FIG. 2: ~ s B A U E R SPECTRA (UIW VEUXIN RANGE) Of THE SMPLES IN

Tm.

4