LES CONTRAINTES RESIDUELLES ET LES DEPOTS LASER : APPROCHE PHENOMENOLOGIQUE

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Submitted on 1 Jan 1987

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LES CONTRAINTES RESIDUELLES ET LES DEPOTS LASER : APPROCHE

PHENOMENOLOGIQUE

A. Vannes, J. Hernandez

To cite this version:

A. Vannes, J. Hernandez. LES CONTRAINTES RESIDUELLES ET LES DEPOTS LASER : AP-

PROCHE PHENOMENOLOGIQUE. Journal de Physique Colloques, 1987, 48 (C7), pp.C7-139-C7-

145. �10.1051/jphyscol:1987725�. �jpa-00227027�

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J O U R N A L D E P H Y S I Q U E

Colloque C7, supplément au n012, Tome 48, décembre 1987

LES CONTRAINTES RESIDUELLES ET LES DEPOTS LASER : APPROCHE PHENOMENOLOGIQUE

A.B. V A N N E S et J. H E R N A N D E Z

CALFETMAT, GEMPPM, UA-341, INSA-LYON, 20, Avenue Albert Einstein, F-69621 Villeurbanne Cedex, France

Les contraintes résiduelles jouent un rôle clé dans le comportement en service des pièces. Elles tiennent leurs origines dans les héterogénéités que renferment ces derniéres. Les

traitements superficiels réalisés sous irradiation laser qu'ils soient de conversion, avec passage à l'état liquide ou qu'ils s' accompagnent d' un rechargement sont, par définition, générateur d'hétérogénéités donc de contraintes.

Une méthode de détermination de ces contraintes a été maintes fois décrite (l), <2), (3) ; elle prend en compte notamment les variations de module d'élasticité associées aux traitements.

Nous nous contenterons donc de rappeler dans ce texte, les

principaux résultats expérimentaux, et nous mettrons l'accent dans la dernière p a ~ t i e sur la maitrise des contraintes creées par un rechargement.

RESULTATS EXPERIMENTAUX

Dans chaque cas, les mesures ont été effectuées sur des échantillons prismatiques.

La figure (1) résume les champs de contraintes obtenus par traitement de conversion sur un acier 35 NCD 16 <0,35% de carbone, 4% de nickel) (4). Nous n'avons reporté que la composante longitudinale

-

^c'est^àdire celle qui est dans la direction du grand axe de l'échantillon et du traitement

-

parce que la composante transversale est identique. Cette figure souligne l'influence de l'état initial sur l'allure des champs.

La figure (2) illustre le cas de traitement avec passage à l'état liquide sur des fontes grises à nature sphéroïdale.

Les figures (3) et ( 4 ) présentent le cas des

rechargements sous faisceaux lasers < 5 ) : la première correspond à un dépot d'un alliage réfractaire base cobalt (66%) sur un substrat en acier martensitique ( 0 , 2% de carbone, 13% de chrome,

. . .

⁾

,

la seconde traite du cas d'un alliage réfractaire base nickel sur le même substrat. Dans chaque cas, les dépots .sont réalisés sans préchauffage. Sur la figure < 4 > , nous avons porté en regard

l'évolution de la dureté (dureté Vickers sous 500g); la comparaison met en relief la corrélation qui existe entre ces deux.données.

Cette remarque est en fait génerale, elle souligne le fait que les contraintes résiduelles comme la dureté sont dépendantes de

l'évolution microstructurale ( 6 ) . Parallèlement, nous avons associé une d&composition en blocs; ceux-ci illustrent les differents

Article published online by EDP Sciences and available at http://dx.doi.org/10.1051/jphyscol:1987725

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JOURNAL DE PHYSIQUE

domaines mis en évidence par les champs de contraintes. Cette analyse repose sur un raisonnement en contrainte équivalente au sens de'Von Mises < 7 > , ce qui permet de ne travailler que dans une seule direction. Il est A noter que la quasi égalité entre les composantes longitudinales et transversales fait que la contrainte équivalente a la même valeur absolue (5),(8) que ces dernières.

MAITRISE DES CONTRAINTES

A partir des résultats expérimentaux précédents, on peut esquisser une méthode prévisionnelle.

Au niveau des traitements de conversion au cours desquels le metal n'atteint jamais la fusion, il est aisé de montrer que la limite de chacun des blocs est une température critique (9) à savoir:

-

le premier, au voisinage de la surface en compression, est compris entre Ts, température de surface proche de la température de fusion, et 1200°C environ pour les aciers usuels correspondant à la limite de formation d'une austénite homogène < 4 ) , (10).

- le second en compression, est compris entre 1200°C et Aca; il est représentatif du domaine d'austénitisation inhomogène au

chauffage.

- le troisième en traction, est encadré par Aczr et une température de 400 à 500'C correspondant à une limite de

"surrevenu" ou d' effet mécanothermique.

Les modèles de transfert thermique <Il>, <12> permettent de calculer les profondeurs correspondant à ces différentes températures en fonction de l'acier et des paramètres du

traitement. La figure < 5 > montre la mise en oeuvre de ce modèle et souligne son intérêt lorsqu'on peut estimer ou mesurer la

contrainte en surface (9).

Au niveau des rechargements, un raisonnement reposant sur les m@mes bases peut être pris en compte ( 5 > , (8). Pour en

comprendre le cheminement, il faut partir de 1' instant où se produit la solidification après que la surface de la pièce ait été portée à l'état liquide. A ce moment là, on peut admettre que les contraintes existantes sont très faibles et que l'ensemble va se refroidir rapidement. Pour simplifier l'analyse, on considère deux étapes:

- la première prend en compte le simple fait de la contraction thermique sans se référer aux transformations de phases notamment dans le domaine compris entre la fusion et AC:^ <ZAT) concernant le métal de base. Les dépots, particulièrement les bases cobalt, ont un coefficient de contraction supérieur à celui du métal de base;

il s'en suit un fin de refroidissement, un écart moyen de cote entre les deux matériaux qu'une déformation résiduelle réelle tend A effacer. Un modèle fondé sur une traction du dépot et une flexion de rééquilibrage de l'ensemble permet de décrire cet état virtuel.

-

la deuxième Qtape consiste à prendre en compte les

transformations de phase notamment de la zone austénitisée, ceci se fait à partir des données du paragraphe précédent.

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Le champ final devrait être la somme des états virtuels que nous venons de décrire. Or, on constate dans la ZAT des dépassements importants de la limite d'ecoulement. Il est alors nécessaire d'introduire un troisième état virtuel, fonde sur la m&me analyse - traction plus flexion- que pour la première étape et qui concerne ce domaine.

La somme des trois états conduit au schéma de principe de la figure ( 6 ) à comparer avec la figure (4). On note la bonne description du champ effectivement déterminé.

Fort de ces observations, on peut essayer de décrire les étapes à suivre pour limiter le niveau des contraintes de traction voire obtenir en surface des contraintes de compression. La

première constatation est qu'il existe deux générateurs de contraintes:

- les écarts de contraction thermique qui ne dépendent que du choix des matériaux

-

les transformations de la ZAT du métal de base.

Le deuxième générateur est une conséquence du cycle de chauffage. Pour le supprimer, il faut éviter de porter le métal de base à une température supérieure à Ac=> dans le cas des aciers usuels c'est à dire approximativement 900'C. Ceci peut se faire en réalisant un dépot bicouche en choisissant la première couche de telle sorte qu'elle présente, compte tenu de ses propriétés thermiques et de son épaisseur, une température de frontière par rapport au métal de base inférieure .à 900'C lors du dépot de la deuxième couche. A partir d' un modèle thermique approprié <13), nous avons pu surveiller un tel cas de figure: un alliage

réfractaire base nickel prédéposé, devrait présenter une épaisseur de 900 pm pour limiter la température à 900'C h la frontière lors du dépot d'une deuxième couche avec une puissance de 3 kW. Xeme si, à priori cette valeur est élevée, elle n'est pas totalement

irréaliste et un choix plus judicieux de la nuance tampon devrait permettre d'en limiter l'épaisseur.

La deuxième couche devrait, pour limiter les effets du premier générateur présenter un coefficient de contraction thermique inferieur à celui de la premiére couche. C'est le cas d'un dépot d'un alliage base nickel sur une base cobalt par

exemple. Il n'est pas sur qu'un tel composite recouvre une réalité industrielle; il ne s'agit pour nous, ici, que d'indiquer une direction.

Des essais au cours desquels nous avons réalisé un dépot bicouche, base cobalt sur base nickel à partir d'un acier à moyen carbone, ont montré ( 3 ) que le niveau moyen des contraintes est sensiblement abaissé. Lors de ces essais, le deuxième générateur a été fortement atténué, le premier de part le choix des nuances a été lui aussi atténué mais non inversé. Ces résultats sont

suffisamment encourageants pour que nous poursuivions dans ce sens.

(1) A.B. VANNES thèse de doctorat es Sciences Lyon Juin 1978

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C7-142 JOURNAL DE PHYSIQUE

(2) J. HERNANDEZ, T. LATCHI, M.P. GENSE, C. BIGNON,

M. BOIVIN, M. LARACINE, M. LORMAND, A. B. VANNES Revue du GAMI n"

415, mars-avril 1986.

<3> M. LARACINE, C, BIGNON, K. LORMAND, 3. HERNANDEZ,

A.B. VANNES lere conférence laser M2P Lyon-Villeurbanne Juillet 1987.

(4) C. CHABROL thése de docteur ingenieur n'ID1 18514 INSA de Lyon Juin 1985.

( 5 ) J. HERNANDEZ thèse de doctorat n086 ISAL 0020, INSA de Lyon novembre 1986.

( 6 ) C. CHABROL, A. B. VANNES Laser surface treatment of metals, ed.

C.W. DRAPER, R. MAZZOLDI, Nato AS1 series E, applied sciences n o 215 Martinus Nighoff Publishers 1986.

-<7) J. MANDEL, cours de mécanique des milieux continus tomes 1 et 2 ed.Gauthier-Villars Paris 1966.

<8> P.F. GOBIN, L. MAIFFREDY, D. GREVEY, A.B. VANNES, International Conference on Laser Materials, OSAKA, 23 mai 1987

(9) D. GREVEY, L. MAIFFREDY, A. B. VANNES, P. F. GOBIN, A simple way to estimate the level of residual stresses after laser heating, Journal of Mechanical Working, to be published.

(10) J. ORLISCH, A. ROSE, P. WIEST, Atlas Zür Warmebehandlung der Stahle vo1.3, Dusseldorf 1973.

(11) D. KECHEMAIR, E. LUNEVILLE lere conférence laser M2P Lyon- Villeurbanne Juillet 1987.

<12) R. MAGNIN, H. MAYER lere conférence laser M2P Lyon- Villeurbanne. Juillet 1987.

(13) D. PERGUE, .s.M. PELLETIER, Socièté Française des Thermiciens, Journée dfEtudes du 21 mai 1986, Problèmes thermiques liés à l'utilisation du laser.

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F I G . 1/ FIELD OF RESIDUAL STRESSES INDUCED RY A TRFATMENT I N

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FIG. 2 / FIELD OF RESIDUAL STRESSES CREATED BY A TREATFENT lJHICH INDUCED T,TnTTT7yACmT3T'

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JOURNAL DE PHYSIQUE

FIG. 3/ RESIDUAL STRESSES INDUCED BY A COBALT CLADDING ON A PARTENSITIC D u r e t é iivO.

F I G . 4 / FESIDUAI, STRESSES CRFATEP RY ANICT'VJ. PArrKT METAL CLADDING ON A IIARTF,IJSITIC STEEL

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FIG. 6 / P R I N C I P L E DIAGRAN. T.~lSvAT,T.ATIO?T OF RJiSIDTlAL STRESSES