DOCTORAT DE L'UNIVERSITÉ DE TOULOUSEDélivré par :Institut National Polytechnique de Toulouse (INP Toulouse)Discipline ou spécialité :Science et Génie des Matériaux

DOCTORAT DE L'UNIVERSITÉ DE TOULOUSE

Délivré par :

Institut National Polytechnique de Toulouse (INP Toulouse)

Discipline ou spécialité :

Science et Génie des Matériaux

Présentée et soutenue par :

M. JÉRÉMIE GRANEIX

le vendredi 13 novembre 2015

Titre :

Unité de recherche :

Ecole doctorale :

ETUDE DU SOUDAGE LASER Yb : YAG HOMOGENE ET

HETEROGENE DES SUPERALLIAGES HASTELLOY X ET HAYNES 188

Sciences de la Matière (SDM)

Laboratoire de Génie de Productions de l'ENIT (E.N.I.T-L.G.P.)

Directeur(s) de Thèse :

M. JOËL ALEXIS

Rapporteurs :

M. FREDERIC DESCHAUX-BEAUME, UNIVERSITE MONTPELLIER 2 M. PASCAL PAILLARD, POLYTECH NANTES

Membre(s) du jury :

1 M. ERIC ANDRIEU, INP TOULOUSE, Président

2 M. JOËL ALEXIS, ECOLE NATIONALE D'INGENIEUR DE TARBES, Membre

2 Mme ANGELINE POULON, UNIVERSITE DE BORDEAUX, Membre

Cette fois, je n’irai pas plus loin.

Ce travail de thèse a été effectué au sein du Laboratoire Génie de Production de l’Ecole Nationale d’Ingénieurs de Tarbes dans le cadre d’une bourse MESR, en partenariat avec la société EXAMECA.

Je tiens tout d’abord à remercier M. Jean-Claude GANZA et de M. François PARDEILHAN du groupe Exameca, pour m’avoir accueilli au sein de l’entreprise EXAMECA, et m’avoir permis de suivre une expérience très enrichissante dans le milieu industriel.

Une thèse ne peut s’effectuer sans directeur, guidant, questionnant, recadrant les futurs docteurs. A ce titre, je remercie grandement mes directeurs de thèse Talal MASRI et Joël ALEXIS pour leurs conseils, leurs aides et leurs soutiens.

Un grand merci également à M. PAILLARD (Polytech’Nantes) et M. DESCHAUX-BEAUME (Université Montpellier 2) qui ont accepté d’être les rapporteurs de cette thèse.

J’adresse mes remerciements à M. ANDRIEU, pour avoir présidé mon jury de thèse et à Mme. POULON pour sa présence lors de ma soutenance.

D’autre part, je tiens à remercier l’ensemble du personnel du laboratoire Métallurgie de l’ENI de Tarbes.

Tout d’abord, merci à son responsable M. Joel ALEXIS pour son aide précieuse à la rédaction de mon mémoire et à ma présentation de thèse.

Je remercie chaleureusement les personnes du laboratoire de métallurgie en commençant par Jade PECUNE, Nathalie AUBAZAC et Jean-Denis BEGUIN pour leur personnalité, leur humour et leurs compétences.

Je remercie également mes deux stagiaires, Maxime BRANA et Victor ROUAULT, qui m’ont aidé dans la préparation et l’observation de mes nombreux échantillons.

Merci tout particulièrement à Marie-Christine LAFONT pour son temps passé et son expertise sur les observations au MET.

Merci également à Philippe LASSERRE pour les observations des cordons soudés au tomographe. Je remercie Jean-Pierre FAYE et Thibault FOURCADE pour leurs aides concernant le calcul par éléments finis et les macros de tout type.

Je remercie enfin les doctorants et les permanents du laboratoire pour leurs soutiens, leurs aides et les bons moments de rigolade tout au long de ces années.

Enfin, merci à tous ceux que j’ai oublié dans ces quelques lignes.

De nos jours, la complexité des pièces mécaniques est de plus en plus grande dans de nombreux secteurs industriels de pointes tels que l’aéronautique, l’aérospatiale ou bien encore le domaine médical. Pour répondre à ces nouvelles exigences, notamment en termes de géométrie, de nouvelles techniques de conception et de fabrication automatisées intègrant également une meilleure traçabilité des pièces, sont mises en place. Ce travail de thèse s’est inscrit dans un projet partenarial entre le Laboratoire Génie de Production de l’ENIT et la société EXAMECA, spécialiste de pièces chaudronnées pour l’aéronautique. L’étude a porté plus précisément sur l’assemblage permanent de pièces en superalliages par soudage LASER pour la réalisation d’une nouvelle chambre de combustion de turbomachine.

Les assemblages des différentes parties de la chambre de combustion sont actuellement réalisés par procédé TIG (Tungsten Inert Gas), encore appelé procédé GTAW (Gas Tungsten Arc Welding), de manière manuelle ou semi-automatique avec fil d’apport de la même nuance que le superalliage base nickel. Même si cette technique industrielle est éprouvée, elle peut générer encore des problèmes de non-conformité car elle requière une grande dextérité des opérateurs pour éviter notamment les déformations importantes des pièces chaudronnées. L’étude avait donc pour objectif d’évaluer la pertinence du procédé de soudage LASER Yb : YAG pour l’assemblage homogène et hétérogène des superalliages Hastelloy X et Haynes 188 sans métal d’apport.

Le procédé de soudage autogène à l’aide d’une source LASER disque Yb : YAG est encore relati-vement récent dans l’industrie même s’il semble offrir de nouvelles perspectives intéressantes. Une première partie de l’étude a permis de caractériser la caustique du faisceau LASER afin de déterminer des paramètres clés lors du soudage que sont par exemple la forme et la taille du spot LASER, la répartition de la densité de puissance à la surface de la pièce ou au point focal par exemple. Cette étape finalisée, les domaines de soudabilité des assemblages homogènes des superalliages Hastelloy X et Haynes 188 et des assemblages hétérogènes Hastelloy X - Haynes 188 ont été déterminés. L’influence des principaux paramètres de soudage sur la géométrie (forme et taille) et la tenue mécanique des cordons a pu être identifiée. Des conditions optimales de soudage ont été établies pour les différentes conditions de soudage.

Une étude métallurgique des cordons optimisés, obtenus pour les différentes configurations, a été menée à différentes échelles. Elle a permis de déterminer des relations entre d’une part, les paramètres et les modes de soudage (conduction ou keyhole) et d’autre part, entre les modes de soudage et les microstructures des différentes zones des cordons qui conditionnement leurs propriétés mécaniques.

Nowadays, the complexity of mechanical parts is becoming more and more important in numerous cutting-edge insdustries such as aeronautics, aerospace or the medical field. To meet such new requirements, particulary in terms of geometry, innovative conception and automated manufacturing techniques, integra-ting as well a better traceability of parts, are implemented. This thesis is in partnership with The LGP (Laboratoire Génie de Production) of the National Engineering School of Tarbes (ENIT) and EXAMECA, a company specialized in boiler making for aerospace applications. The study essentially focused on perma-nent assembly of superalloy parts by LASER welding, in order to develop a new turbomachinery combustion chamber.

Assembly of different parts of the combustion chamber are presently performed by TIG (Tungsten Inert Gas) process, or GTAW (USA : Gas Tungsten Arc Welding) process. This manufacturing phase is realized in a manual mode with semi-automatic equipment providing the wire with a similar grade as the nickel base superalloy. Even though this industrial process has been proven, it can still cause non-compliance issues because it requires great dexterity from operators to avoid important deformations of welded parts. Therefore, this study aimed at evaluating the relevance of LASER Yb : YAG welding process, for homogeneous and heterogeneous assembly of Hastelloy X and Haynes 188 superalloys, without filler metal.

Autogeneous welding process associated with LASER Yb : YAG disc source is still relatively new in the industry even though it seems to offer very promising perspectives. A first part of the study is dedicated to LASER beam’s caustic characterization, in order to determine key parameters for welding, including shape and size of LASER spot, power density distribution on the surface or at focal point. Once this phase was completed, fields of weldability of homogeneous assemblies of Hastelloy X and Haynes 188 superalloys as well as heterogeneous assemblies of Hastelloy X / Haynes 188 have been determined. Impact of main welding parameters on geometry (shape and size) and mechanical strength beads were identifed. Optimal welding conditions have been established for different welding conditions.

A metallurgical study on optimized beads, obtained for different configurations, has been car-ried out at different scales. It allowed determining relationships between parameters and welding modes (conduction or keyhole), but also between welding modes and microstructures of different beads areas that condition mechanical properties.

Keywords :

REMERCIEMENTS i INTRODUCTION 1 1 BIBLIOGRAPHIE 5 1.1 Les superalliages . . . 5 1.1.1 Introduction . . . 5 1.1.2 Hastelloy X . . . 7 1.1.2.1 Composition . . . 7 1.1.2.2 Microstructure . . . 8 1.1.2.3 Propriétés physiques . . . 11 1.1.2.4 Propriétés mécaniques . . . 12 1.1.3 Haynes 188 . . . 14 1.1.3.1 Composition . . . 14 1.1.3.2 Microstructure . . . 14 1.1.3.3 Propriétés physiques . . . 15 1.1.3.4 Propriétés mécaniques . . . 16 1.2 Le soudage LASER . . . 16

1.2.1 Principe et généralités du LASER . . . 17

1.2.2 Les sources LASER . . . 18

1.2.2.1 LASER à gaz . . . 18

1.2.2.2 LASER à solides . . . 19

1.2.2.3 Autres types de LASER . . . 19

1.2.3 Propriétés du faisceau . . . 19

1.2.4 Interactions LASER - MATIERE . . . 22

1.2.4.1 Influence de la nature du substrat et de la longueur d’onde . . . 23

1.2.4.2 Influence de la focalisation du faisceau . . . 25

1.2.4.3 Influence de l’état de surface . . . 26

1.2.5 Application des LASER au soudage . . . 27

1.2.5.1 Les différentes configurations géométriques de soudage . . . 27

1.2.6 Métallurgie du cordon soudé . . . 28

1.2.6.1 Les différents modes de soudage . . . 29

1.2.6.2 Influence du gaz de protection . . . 31

1.2.7 Soudabilité des superalliages . . . 34

1.2.8 Soudabilité de l’alliage Hastelloy X . . . 37

1.2.9 Soudabilité de l’alliage Haynes 188 . . . 38

1.3 Synthèse . . . 38

2 ETUDE DES MATERIAUX DE BASE ET DU FAISCEAU LASER 41 2.1 Étude des matériaux de base . . . 41

2.1.1 Techniques mises en œuvre . . . 41

2.1.2 Hastelloy X . . . 43

2.1.2.1 Composition chimique de l’alliage . . . 43

2.1.2.2 Microstructure de l’alliage . . . 44

2.1.2.3 Propriétés mécaniques . . . 50

2.1.3 Haynes 188 . . . 53

2.1.3.1 Composition chimique de l’alliage . . . 54

2.1.3.2 Microstructure . . . 54

2.1.3.3 Propriétés mécaniques . . . 59

2.2 Étude du faisceau LASER Yb : YAG . . . 62

2.2.1 Présentation du centre de soudage . . . 62

2.2.1.1 La machine CN . . . 62

2.2.1.2 La source LASER TruDisk Yb :YAG . . . 64

2.2.2 Étude du faisceau LASER Yb : YAG au point focal en fonction de la fibre utilisée. . 64

2.2.2.1 Équipements de mesure. . . 65

2.2.2.2 Méthodologie . . . 66

2.2.2.3 Résultats de l’étude. . . 68

2.3 Méthodologie et outillage mis en œuvre . . . 76

2.3.1 Méthodologie . . . 76

2.3.2 Outillage de soudage . . . 77

2.4 Synthèse . . . 78

3 SOUDAGE HOMOGENE DES ALLIAGES HASTELLOY X ET HAYNES 188. 79 3.1 Détermination des domaines de soudabilité. . . 79

3.1.1 Présentation du plan d’expérience. . . 79

3.1.2 Détermination des domaines de soudabilité. . . 82

3.1.3 Détermination des modes de soudage. . . 84

3.1.4 Recherche des paramètres influents. . . 87

3.1.5 Recherche des conditions optimales. . . 91

3.2 Étude métallurgique des cordons soudés. . . 97

3.2.1 Détermination de la tenue mécanique . . . 97

3.2.2 Détermination des propriétés mécaniques de la Zone Fondue . . . 108

3.2.3 Étude de la microstructure . . . 111 viii

3.2.3.2 Analyses des macro- et micro- ségrégations dans les cordons . . . 116

3.2.3.3 Analyse des microstructures par EBSD . . . 118

3.2.3.4 Détermination de la nature et du taux de la précipitation dans les cordons 122 3.2.3.5 Estimation des vitesses de solidification . . . 124

3.3 Synthèse . . . 129

4 SOUDAGE HETEROGENE DES ALLIAGES HASTELLOY X ET HAYNES 188 131 4.1 Détermination des domaines de soudabilité. . . 131

4.1.1 Détermination du domaine de soudabilité. . . 132

4.1.2 Détermination des modes de soudage. . . 134

4.1.3 Recherche des paramètres influents. . . 135

4.1.4 Recherche des conditions optimales. . . 137

4.2 Étude métallurgique des cordons soudés. . . 140

4.2.1 Détermination de la tenue mécanique . . . 140

4.2.2 Détermination des propriétés mécaniques de la Zone Fondue . . . 143

4.2.3 Étude de la microstructure . . . 145

4.2.3.1 Analyse de la microstructure par microscopie optique et électronique à ba-layage. . . 145

4.2.3.2 Analyses des macro- et micro- ségrégations dans les cordons . . . 147

4.2.3.3 Analyse de la microstructure par EBSD . . . 150

4.2.3.4 Détermination de la nature et du taux de la précipitation dans les cordons 151 4.2.3.5 Estimation des vitesses de solidification . . . 156

4.3 Synthèse . . . 157

CONCLUSION 159

A Méthode CORICO c 169

B Critères de désirabilité 173

De nos jours, la complexité des pièces mécaniques dans tous les domaines est de plus en plus grande. Cela est d’autant plus vrai dans les domaines tels que l’aéronautique, l’aérospatiale ou bien encore dans le domaine médical. Cette complexité plus grande est le plus souvent associée à des techniques de conception et de fabrication innovantes, ainsi qu’à un besoin de suivi et de traçabilité croissant. Le domaine de qualité demande une répétabilité du procédé, limitant indirectement l’intervention de l’Homme dans la chaîne de fabrication.

Ce travail de thèse s’est inscrit dans le cadre du partenariat avec la société EXAMECA, spécialiste de pièces chaudronnées pour l’aéronautique. Une grande partie de la fabrication est centrée sur la réali-sation de pièces de moteurs aéronautiques et pour l’aérospatiale. Cette étude fait partie d’un programme de recherche et développement qui concerne la réalisation d’une chambre de combustion pour la société SNECMA. Les problématiques d’assemblage par soudage LASER des pièces entre elles ont été abordées au cours de celle-ci.

Les matériaux de cette étude sont deux superalliages : un superalliage base nickel l’Hastelloy X et un superalliage base cobalt l’Haynes 188. Le premier est employé dans la réalisation des pièces de structures qui donnent la rigidité à l’assemblage. Le superalliage à base de cobalt est utilisé, quant à lui, pour les pièces peu massives devant résister aux températures extrêmes produites dans la chambre de combustion. Les différentes parties de la turbomachine sont actuellement soudées par procédé TIG (Tungsten Inert Gas), encore appelé procédé GTAW (USA : Gas Tungsten Arc Welding), de manière manuelle en mode semi-automatique avec fil d’apport de la même nuance que le superalliage base nickel. Quelques essais sur un bras robot 6 axes doté d’une torche TIG ont également été entrepris au cours de cette étude, dans l’optique d’automatiser la fabrication de cette chambre de combustion en conservant le procédé éprouvé. Ces travaux confidentiels ne sont pas expliqués dans ce mémoire. Les avantages d’utilisation d’un procédé de soudage par faisceau LASER ne sont plus à démontrer. Une déformation des pièces beaucoup moins importante par rapport aux autres procédés de soudage « classiques » est un des avantages majeurs du procédé LASER. De plus, le rapport de la largeur sur la profondeur de la soudure est inversé. Un soudage autogène est également un atout certain de ce procédé. En effet, une soudure sans métal d’apport est beaucoup plus facile de mise en œuvre par procédé LASER car aucune filette n’est nécessaire. De plus, aucun chanfrein n’est nécessaire pour obtenir une soudure profonde en une passe. La préparation des pièces en est donc facilitée pour ces opérations, mais nécessite une attention particulière au niveau des accostages des plans de joints des soudures. Ce procédé est proscrit pour une utilisation manuelle, aux vus des vitesses de déplacement du faisceau et de sa dangerosité. Il est mis en œuvre exclusivement par une machine CN (2 axes ou 3 axes) ou par un bras robot, ce qui favorise l’automatisaton et la répétabilité du procédé. Ce procédé, déjà très répandu dans le monde industriel, est de nouveau en plein essor avec l’apparition de nouvelles sources LASER développant des puissances équivalentes voire supérieure aux sources LASER

CO2 avec des qualités de faisceau bien meilleures.

C’est dans ce cadre que l’École Nationale d’Ingénieurs de Tarbes s’est dotée d’un centre de découpe et de soudage LASER 3D, dernier né du fabricant allemand TRUMPH, leader dans le domaine de la mise

en forme et de l’assemblage des tôles minces, dans le cadre du Contrat Plan État Région pour la période de 2007 à 2013. Cet équipement a été acquis dans le but de compléter le pôle assemblage développé au sein du Laboratoire Génie de Production de l’ENIT. C’est une machine à commande numérique (CN) type portique, équipée d’une source LASER TruDisk Yb : YAG de 3,3 kW et d’une fibre optique coaxiale 2 en 1. Ce type de source combinée à cette fibre optique, est capable de générer deux types de répartition de densité de puissance au point focal. Avec l’acquisition de ce centre de soudage LASER, la possibilité de comparer le triptyque propriétés mécaniques - microstructure - procédé est rendue possible sur des cordons soudés obtenus par des répartitions de densité de puissance différentes. Ce manuscrit s’articule en trois parties.

Partie I : Étude des matériaux de base et du faisceau LASER.

La première partie de ce mémoire a pour objectif de décrire les propriétés de base des alliages base nickel et base cobalt. Les deux alliages ont été étudiés dans leur état métallurgique « mis en solution +

trempe ». La température de traitement thermique est de 1170◦_{C. La démarche adoptée dans cette première}

partie consiste à caractériser les microstructures et les propriétés mécaniques statiques de référence des deux alliages. Cette première étape de l’étude est donc cruciale pour comprendre l’influence des paramètres de soudage sur la génération de la microstructure des Zones Fondues et des propriétés mécaniques qui leurs sont associées. La caractérisation de l’outil LASER est également nécessaire pour étayer les interprétations. La répartition de la densité de puissance et la position réelle du point focal sont des données importantes pour quantifier l’énergie apportée à la pièce à assembler.

Partie II : Soudage homogène des alliages Hastelloy X et Haynes 188.

La seconde partie de l’étude est consacrée à la caractérisation des cordons soudés homogènes des deux superalliages et s’articule en deux parties. Les domaines de soudabilité des deux alliages sont déter-minés en fonction des paramètres de soudage et en particulier de la puissance de la source LASER, de la vitesse de déplacement de la tête de soudage et du diamètre focal. Ce dernier est contrôlable dynamique-ment d’un diamètre de 110 µm à 750 µm par la motorisation d’une lentille dans le chemin optique du centre LASER. Les domaines de soudabilité ont été établis en fonction de la conformité des cordons soudés par rapport aux critères des normes en vigueurs, des propriétés mécaniques et des formes géométriques des Zones Fondues. La seconde partie s’attache à caractériser les solutions optimisées issues de plans d’expé-riences et de critères de désirabilité propres à cette étude. Les microstructures, ainsi que les caractéristiques mécaniques de la Zone Fondue sont caractérisées en fonction des paramètres de soudage afin d’expliquer leurs influences respectives.

Partie III : Soudage hétérogène des alliages Hastelloy X et Haynes 188.

Cette dernière partie consacrée à l’étude de l’assemblage hétérogène des deux alliages s’articule également en deux parties. Les domaines de soudabilité de cet assemblage hétérogène ont été établis suivant les paramètres de soudage et en fonction des mêmes variables énumérées précédemment. Une comparaison des domaines de soudabilité entre les assemblages homogènes et hétérogènes est établie. Les paramètres de soudage les plus influents sur les propriétés mécaniques et les géométries des Zones Fondues sont discutés. La seconde partie est exploitée avec la même méthodologie précédemment décrite. Elle s’attache à l’étude multi-échelle de la microstructure et à la détermination des propriétés mécaniques des Zones Fondues hétérogènes. L’identification et l’interprétation des relations pouvant expliquer le triptyque microstructure - propriétés mécaniques - procédé font l’objet de ce dernier chapitre.

La première partie de ce chapitre a pour but de présenter une synthèse bibliographique sur les superalliages, et plus précisément sur les deux alliages de l’étude que sont le superalliage base nickel Hastelloy X et le superalliage base cobalt Haynes 188. Leurs propriétés physico-chimiques et mécaniques sont données en fonction de leur microstructure.

La deuxième partie de ce chapitre présente le procédé de soudage LASER. Après une brève des-cription du principe du rayonnement LASER et des différentes sources existantes, les paramètres principaux intervenant sur l’interaction rayonnement-matière lors du soudage sont décrits.

1.1 Les superalliages

1.1.1 Introduction

Les superalliages sont issus d’une collaboration entre les scientifiques et l’industrie sidérurgique dans les dernières décennies du XIXe siècle. La France, se réarmant suite à la défaite de 1870, demande à ses arsenaux de développer des armes plus performantes. L’amélioration des blindages de l’artillerie, étant une des priorités, a entraîné la fabrication d’un matériau possédant une limite élastique élevée, une résistance au choc importante, une grande dureté, une certaine malléabilité et une faible fissilité. Le NC4 (contenant 20 à 25 % de Ni et 2 à 3 % de Cr, % massique), a été élaboré par les aciéries IMPHY à la demande de l’atelier de construction de Puteaux pour l’artillerie. Cet alliage a été repris par Charles-Edouard Guillaume pour la conception d’étalon de mesure pour le système métrique, requérant une faible dilatation et des caractéristiques mécaniques citées précédemment. Il remarqua qu’un alliage à 30 % de nickel avait une dilatation plus faible que le platine à 10 % d’iridium utilisé à cette époque. C’est ainsi qu’en 1896, il découvrit l’alliage contenant une teneur légèrement supérieure à 36 % de Ni, baptisé l’année

suivante «l’Invar», donnant naissance à la famille des superalliages (Beranger et al. 1996).

A l’heure actuelle, les superalliages, découlant tous de « l’Invar », sont utilisés dans de nombreux

domaines tels que : (Committee 1992) (Meyzaud and Vieillard-Baron 1998)

– l’aéronautique : turbines à gaz, turbocompresseur, réacteur, ... – l’énergétique : centrale nucléaire, turbines à vapeur, ...

– le médical : dispositifs prothétiques, dentisterie, ...

– le spatial : peaux aérodynamiques chauffées, parties de moteur, ...

– l’industrie : équipement pour des traitements thermiques, échangeurs thermiques, fours, ...

Les superalliages sont généralement classés suivant trois familles (Chomel 2001) :

– Les superalliages « base fer » :

Ces alliages sont constitués d’une matrice riche en fer, de structure cubique face centrée (CF C)

qui est la solution solide γ et d’une phase ordonnée durcissante γ0_{. Les éléments d’alliage principaux}

sont le nickel et le chrome. Leurs tenues au fluage sont supérieures à celles des aciers inoxydables. La

contrainte de rupture en fluage à 1000 h pour une température de 650◦_{C est comprise entre 130 et 180 MPa}

(Davis 2000). Ces superalliages sont utilisés, par exemple, pour la fabrication de pièces de moteurs dans le

secteur automobile comme les soupapes (Thiele et al. 1990).

– Les superalliages « base nickel » :

Comme les superalliages base fer, ils sont constitués d’une matrice CF C et leur mécanisme de durcissement est identique. Les éléments d’addition principaux sont le fer, le chrome, l’aluminium et le titane. Ils peuvent également contenir du cobalt, du molybdène et du tungstène. Leurs tenues en tempéra-ture sont supérieures à celles des superalliages précédemment décrits. La contrainte de ruptempéra-ture en fluage

atteint 250 à 300 MPa pour des durées de 1000 heures à 850◦_{C (Davis 2000). Ces alliages sont souvent}

utilisés dans les pièces de moteurs aéronautiques. – Les superalliages « base cobalt » :

Ces superalliages sont constitués également d’une matrice CF C. Contrairement aux superalliages base fer et nickel, les superalliages base cobalt sont principalement durcis par « effet d’alliage ». La solution solide est enrichie en molybdène et en tungstène. Ce mode de durcissement est complété par un durcissement induit par une précipitation de carbures intergranulaires. De par leurs fortes teneurs en tungstène, leur résistance à la corrosion générée par les gaz d’échappement est supérieure aux autres superalliages. Par contre, leurs contraintes de rupture en fluage sont plus faibles que celles des superalliages base nickel ; elles

sont de l’ordre de 130 MPa pour une durée de 1000 h à 850◦_{C (Davis 2000). Ces superalliages base cobalt}

sont employés dans la réalisation des parties chaudes statiques en contact avec les gaz brûlés, dans les moteurs aéronautiques.

Les alliages de nickel et de cobalt sont donc utilisés dans l’industrie aéronautique et aérospatiale

(Matthey 2006), car leurs hautes performances jusqu’à des températures relativement élevées les ont

ren-dus indispensables dans les parties chaudes des moteurs. Ces matériaux doivent pouvoir s’accommoder d’environnements de plus en plus hostiles avec des températures de plus en plus hautes et dans des milieux bien spécifiques, comme l’hydrogène et l’oxygène sous forme gazeuse, présents dans les turbines. Les pro-priétés mécaniques des superalliages nickel et cobalt résultent de traitements thermomécaniques optimisés

qui permettent de contrôler les transformations de phases telles que les transformations γ/γ0_{ou bien encore}

la formation des carbures. Les principaux mécanismes de durcissement de ces alliages sont rappelés dans le paragraphe suivant.

Le durcissement des superalliages peut être décrit brièvement suivant trois mécanismes (Mons 1996).

Le premier mode qui est le plus courant, est un durcissement par précipitation de phases ordonnées,

relative-ment stables, γ0 _{et γ}00_{, conditionnées respectivement par la présence d’aluminium et de titane pour la phase}

γ0 N i3(Al, T i) et par la présence de niobium pour la phase γ00 N i3N b (Committee 1990) (Haynes 1997).

La majorité des superalliages, qu’ils soient à base de nickel ou à base de cobalt, contiennent donc du titane

et/ou de l’aluminium comme éléments d’additions, formant la phase durcissante γ0_{. Ces éléments d’addition}

ont un impact sur la soudabilité de ces alliages. Ce point sera décrit plus en détail après la présentation des deux alliages de l’étude et du procédé de soudage laser.

Le second mode de durcissement est généré par la formation de carbures primaires précipitant lors de la transformation liquide-solide. Ces carbures sont quasi insensibles, par la suite, aux traitements thermiques. La formation de carbures secondaires relativement grossiers, recherchés préférentiellement aux joints de grains de manière discontinue améliore l’ancrage de ces derniers. La présence de tungstène et/ou celle de molybdène, qui sont des éléments d’addition fortement carburigènes, vont, par exemple, favoriser

Le dernier mécanisme de durcissement résulte de la formation de solution solide présentant une distorsion du réseau cristallin induite par la substitution des atomes de nickel, par des atomes lourds de grand diamètre. Ces atomes en soluté ont de faibles vitesses de diffusion comme par exemple le tungstène ou le molybdène. Le carbone en solution solide interstitielle peut aussi y participer.

Avant d’étudier le procédé de soudage LASER et plus particulièrement la problématique de sou-dabilité des superalliages base nickel et cobalt, il nous est apparu nécessaire de présenter les propriétés des alliages de l’étude en fonction de leur microstructure.

Les alliages Hastelloy X et Haynes 188, couramment employés pour la fabrication de chambre

de combustion de type annulaires ou tubulaires représentées à la figure 1.1, sont donc décrits dans les

paragraphes suivants.

(a)Annulaire (b)Tubulaire Figure 1.1– Différents types de chambre de combustion (Lavionnaire 2014).

1.1.2 Hastelloy X

L’alliage Hastelloy X est un superalliage base nickel durci par précipitation de carbures primaire et

secondaire (Davis 2000). Il possède une excellente résistance au brouillard salin, même à haute température.

Cette bonne résistance à la corrosion ou à l’oxydation est due à son pourcentage de chrome élevé (22 %

massique) en solution solide qui génère une couche d’oxyde de chrome (Cr2O3) à la surface, suite à une

réaction avec l’oxygène. En raison de ces propriétés, l’Hastelloy X est souvent employé dans les turbines à gaz pour réaliser des pièces tels que des raccords de transition ou les chambres de combustion des réacteurs ainsi que des dispositifs de postcombustion et de tuyères dans les avions et des turbomoteurs terrestres. Il est encore utilisé dans la fabrication de ventilateurs ou de pièces de soutien dans les chaudières industrielles, les grilles de soutien de catalyseur, ainsi que dans l’industrie nucléaire pour la fabrication des tubes et des

plaques de partition des générateurs de vapeur (Matthey 2006) (Blondeau et al. 2001b) (Ferte 2006).

L’Hastelloy X est un nom commercial sous licence de l’entreprise Haynes International R _{mais il}

est également connu dans l’industrie sous différents noms commerciaux : Nickelvac, Microfer, Altemp HX,

Inconel HX, Nicrofer, 4722 Co, Pyromet ou encore Alliage 680 (Matthey 2006). Il peut aussi être désigné

sous d’autres dénominations suivant la norme AFNOR ou encore la norme DIN qui sont respectivement

N C22F eD et NiCr22F e18Mo9.

1.1.2.1 Composition

L’Hastelloy X est un alliage constitué principalement de nickel, de chrome, de cobalt, de fer et

respectivement de type Ni3(Al, T i) et Ni3N b comme le montre sa composition chimique décrite dans le

tableau 1.1. Les éléments carburigènes comme le molybdène et le tungstène, en proportion importante,

permettent la formation de carbures présentés au paragraphe suivant.

Tableau 1.1– Composition chimique de l’Hastelloy X suivant la norme UNS N06002 (% massique).

N i Cr Co M o W N b Al T i F e Cu M n Si C B

Max.

Bal. 23,0 2,5 10,0 1,0 ... 0,50 0,15 20,0 0,5 1,0 1,0 0,15 0,01

Min. 20,5 0,5 8,0 0,2 ... ... ... 17,0 ... ... ... 0,05 ...

1.1.2.2 Microstructure

La microstructure de l’alliage Hastelloy X est donc essentiellement composée de la solution solide

γ et de carbures plus ou moins complexes en fonction de l’état de vieillissement thermomécanique statique

ou dynamique de l’alliage. Les différentes types de carbures rencontrés dans les superalliages base nickel

sont regroupées dans le tableau 1.2. Leurs structures cristallines, ainsi que leurs compositions chimiques y

sont données.

Tableau 1.2 – Principaux carbures rencontrés dans les alliages base nickel et base cobalt (Sourmail 2001)

(Committee 1992) (Laboratory 2007).

Phase Structure Paramètre (nm) Famille Spatiale Composition

M C Cubique (B1) a0 = 0, 430 − 0, 470 F m3m T iC, ZrC, Hf C, V C, N bC, T aC, CrC Hexagonal a0 = 0, 2906 c0 = 0, 2837 P6m2 W C a0 = 0, 2932 c0 = 1, 097 P63/mmc M oC

M23C6 Cubique Face Centré a0 = 1, 050 − 1, 070 F m3m (Cr,F e,W ,Mo,Ni)23C6

M7C3 Hexagonal a0 = 1, 398

c0 = 0, 4523

F m3m (Cr,F e,Ni,Mn)7C3

M6C Cubique Face Centré a0 = 1, 050 − 1, 070 F m3m

F e3M o3C, F e3W3C,

F e4W2C, F e3N b3C,

N b3Co3C, T a3Co3C,

Cr3N i2SiC

µ Rhomboédrique a0 = 0, 475 c0 = 2, 577 (F e,Co)7(Mo,W )6

σ Tétragonal a0 = 0, 880 − 0, 910 P42/mnm F eCr, CrCo, c0 = 0, 450 − 0, 480 _{CrN iM o}CrF eM oN i_{, F eCrMo}, Laves Hexagonal a0 = 0, 475 − 0, 495 P63/mmc F e2N b, F e2T i, c0 = 0, 770 − 0, 815 F e2M o, Co2T i Co2T a

grains équiaxes correspondant à la solution solide γ et de carbures M6C (figure 1.2a).

(a)Matériau vierge (b)600◦C pendant 8000 h (c) 800◦C pendant 8000 h Figure 1.2– Microstructures typiques de l’alliage Hastelloy X (a) matériau vierge (b), après un vieillissement à

600◦_{C pendant 8000 h et (c) après un vieillissement à 800}◦_{C pendant 8000 h (Moverare and Lazic 2007).}

Après vieillissement, des carbures de type M23C6voire les phases µ et σ sont observés par différents

auteurs en fonction de la température (Moverare and Lazic 2007) (figures 1.2b et 1.2c). Ces différentes

phases sont décrites de manière plus détaillée dans les paragraphes suivants.

Les précipités M6C sont globulaires comme les précipités MC. Ils peuvent être utilisés pour

contrôler la taille de grain (Eung-Ryul et al. 2013). Ils sont présents aux joints de grains et dans les

grains. La figure 1.3 représente un spectre EDX d’un carbure de type M6C, riche en molybdène et en

chrome, tous deux bien sûr étant des éléments carburigènes (Zhao et al. 2000). Les précipités M6C ont

une structure cubique à face centrée, de paramètre de maille 1,14 nm. Ils sont incohérents avec la matrice

γ (figure 1.4a) (Eung-Ryul et al. 2013). Comme évoqué précédemment, les précipités M6C sont instables

(Miner and Castelli 1992).

Figure 1.3– Analyses EDX des différents carbures dans une tôle d’Hastelloy X. (Zhao et al. 2000)

Les carbures M23C6 se forment à partir des carbures du type M6C durant des traitements

ther-miques ou lors de l’utilisation à haute température du superalliage alliage Hastelloy X (Guanghai et al. 2011)

(Zhao et al. 2009) (Arkoosh and Fiore 1972). Ils précipitent aux joints de grains et dans les grains compte

tenu du taux de chrome important dans l’alliage, aux joints de macles sous forme de feuillets de carbure ou

struc-ture cubique face centrée, de paramètre de maille 1,02 nm (Qin et al. 2008). Contrairement aux précipités

M6C, ils sont cohérents avec la matrice γ (Eung-Ryul et al. 2013). L’analyse EDX de ce type de précipité

(Figure 1.3b) montre, un pourcentage de chrome majoritaire (Zhao et al. 2000).

Les phases σ et µ sont plus rarement observées (figures1.4b et1.4c). Selon Zhao et al., la phase

σ a une morphologie sous forme d’aiguille. Cette phase est riche en chrome comme les carbures M23C6 à

ceci près qu’elle contient également du fer, du nickel et du molybdène. La phase µ contient du molybdène

mais également du fer, du chrome et du nickel de façon majoritaire contrairement au précipité M6C

(Zhao et al. 2000).

La nature et la quantité des précipités dépendent de la température et de la durée du vieillissement

de l’alliage (Yanping et al. 2013). Yanping et al. suggèrent que la décomposition des carbures M6C en

carbure M23C6se déroule à 650◦C au bout de 500 heures. Guanghai et al. montrent que cette transformation

apparaît entre 650◦_{C et 1000}◦_{C et que la décomposition des carbures M}

6C en carbures M23C6 augmente

plus précisément entre 800◦_{C et 900}◦_{C (Guanghai et al. 2011).}

Figure 1.4– Analyses MET des carbures de type M6C et M23C6autour du carbure M6C avec leurs indexations respectives (a). X pour la zone SADP [011] du précipité M23C6 et Y pour la zone SADP [011] du précipité M6C. La morphologie des phases µ et σ dans une tôle d’Hastelloy X (b) et (c), ainsi que la matrice SADP de l’indexation

de X et Y (d). (Eung-Ryul et al. 2013)

Les travaux de Zhao et al. (figure 1.5) ont permis de déterminer le diagramme Temps -

Tem-pérature - Transformation (TTT) de l’Hastelloy X sur lequel sont précisés les domaines d’existence de

chaque type de précipitation (Zhao et al. 2000). Ce diagramme montre qu’une utilisation de cet alliage

à une température inférieure à 900◦_{C favorise la formation des carbures de type M}

23C6, du moins pour

des temps courts de vieillissement. Au delà de cette température limite, il semblerait que la formation de tout type de carbure soit extrêmement ralentie voir inexistante. De plus, une exposition prolongée à

cette température engendre la formation rapide des phases σ et µ. Cette dernière phase apparaît pour des

températures d’exposition supérieure à 810◦_{C même pour des temps longs.}

La précipitation des carbures M23C6dépend notamment de la diffusion des solutés dans l’alliage et

de la présence de dislocations après trempe (Arkoosh and Fiore 1972). Singhal et al. montrent, par exemple,

que les joints de grains sont des court-circuits de diffusion pour les atomes de chrome en substitution ; ce qui

favorise la croissance des précipités M23C6 aux joints de grains (Singhal and Martin 1968). De même, une

haute densité de dislocation est observée à l’interface carbure - solution solide γ. Tawancy estime que ces dislocations formées pendant la trempe sont dues à des incompatibilités de coefficient de dilatation entre le

carbure M6Cet la matrice. Ces dislocations servent de sites préférentiels de précipitation de carbure M23C6

pendant le vieillissement aux températures élevées. Elles permettent d’abaisser la barrière énergétique de nucléation.

Figure 1.5– Diagramme TTT du superalliage Hastelloy X. (Zhao et al. 2000)

1.1.2.3 Propriétés physiques

Les tableaux1.3et1.4présentent les principales propriétés physiques du superalliage Hastelloy X

à température ambiante. Certaines de ces propriétés sont sensibles aux variations de températures comme

le montre le tableau 1.4.

Tableau 1.3– Propriétés physiques de l’Hastelloy X. (Haynes 1997) (Corporation 2005)

Densité 8,22 g cm−3

Coefficient de Poisson 0,32

Point de fusion 1355◦_C

Tableau 1.4 – Évolution de certaines propriétés physiques de l’Hastelloy X en fonction de la température.

(Haynes 1997) (Corporation 2005)

Température Module de Young Conductivité thermique Résistance électrique

◦_{C (GPa) (W m}−1 ◦_C−1_{) (µΩ cm)} 20 205 11,6 116,0 100 203 12,9 118,0 200 197 14,6 120,0 300 192 16,3 122,0 400 184 17,9 124,0 500 178 19,5 126,0 600 170 21,1 127,0 700 161 22,9 127,0 800 153 24,6 127,0 900 141 26,3 127,0 1000 135 27,9 128,0 1.1.2.4 Propriétés mécaniques

L’Hastelloy X fait partie de la famille des superalliages possédant un mécanisme de durcissement par solution solide et précipitation de carbures primaires et secondaires. Le manque d’éléments d’addition

de titane et d’aluminium ne lui permet pas de créer une phase secondaire γ0_{, ni une phase γ}00 _{par manque}

de niobium. Qu’ils soient primaires ou secondaires, le rôle des carbures dans les superalliages à base de nickel ou autre est complexe. De morphologie généralement globulaire et situés aux joints de grain, ils participent activement au blocage des interfaces, ralentissent le grossissement des grains ou interviennent dans le contrôle de leur taille par traitement thermique et sont susceptibles de renforcer la tenue en

fluage, en retardant le glissement intergranulaire (Sims et al. 1987). Cependant, leurs présences en forte

quantité a été jugée fragilisante pour le matériau comme en attestent les travaux de nombreux chercheurs

(Sundararaman et al. 1997). Leurs travaux montrent qu’un film quasi-continu de carbures créé un chemin

préférentiel pour la fissuration.

Les évolutions des principales propriétés mécaniques de l’Hastelloy X sont présentées à la figure

1.6 en fonction de la température. Celles-ci ont été données par rapport aux évolutions des propriétés

mécaniques d’autres superalliages base nickel les plus couramment utilisés dans le milieu industriel afin de mettre en évidence l’utilisation pertinente de cet alliage dans la conception de chambre de combustion.

L’alliage Hastelloy X présente une résistance mécanique maximale et une limite d’élasticité plus

faible que celles des autres alliages pour des températures inférieures à 900◦_{C. Ceci est dû à la présence}

des phases γ0 _{et γ}00_{dans les alliages inconel 625 et inconel 718. Pour des températures supérieures à 900}◦_C,

l’Hastelloy X a une tenue mécanique comparable à celle des autres alliages tout en ayant la ductilité la plus importante.

L’Hastelloy X présente comme certains superalliages une diminution de la ductilité entre 750◦_C

et 800◦_{C. La valeur faible de ductilité dans cette gamme de température, appelée « midrange ductility}

dip » dépend de la composition chimique et de l’état métallurgique de l’alliage. Ce phénomène a été étudié par M.A. Arkoosh et al. pour l’alliage Hastelloy X. Ils ont réalisés des essais de traction et des analyses de diffraction X en température afin de déterminer les variations des propriétés mécaniques en fonction des

évolution de la structure (Arkoosh and Fiore 1972) (figure 1.7).

M.A. Arkoosh et al. montrent que les modes de déformation à la rupture sont différents en fonc-tion de la température. Pour des températures d’essais inférieures à celles qui correspond au minimum

de ductilité, la rupture est transgranulaire et s’initie au niveau des inclusions et des carbures. A la tem-pérature correspondante au minimum de ductilité, la rupture est intergranulaire. Au-delà, la rupture est transgranulaire car la déformation en volume (dans le grain) augmente due à la déplétion des atomes en soluté induite par la précipitation.

0 25 50 75 100 0 200 400 600 800 1000 1200 1400 1600 0 200 400 600 800 1000 1200

Allong

em

en

t (%)

Con

tr

ain

te

(MP

a)

Température (°C)

Hastelloy X : Rm Inconel 625 : Rm Inconel 718 : Rm Hastelloy X : Re Inconel 625 : Re Inconel 718 : Re Hastelloy X : A% Inconel 625 : A% Inconel 718 : A%

Figure 1.6– Évolution des propriétés mécaniques statiques des superalliages base-nickel les plus usuels en fonction

de la température. (Committee 2000) (Thiele et al. 1990)

(a)Distance interréticulaire (b)Atténuation des propriétés

méca-niques

Figure 1.7 – Distance interréticulaire du plan [111] en fonction des essais de traction en

tempéra-ture, ainsi que la schématisation des interactions dislocations-précipitations en fonction de la température. (Arkoosh and Fiore 1972)

Il peut être envisagé des post-traitements thermiques afin d’augmenter la tenu en fluage des pièces. Un des post-traitements thermiques possible est un durcissement des tôles d’Hastelloy X par un

vieillissement entre 650◦_{C et 760}◦_{C. Mais ce vieillissement entraîne une baisse de l’allongement à la rupture}

1.1.3 Haynes 188

Le superalliage base cobalt Haynes 188 est un alliage durci par solution solide, possédant une

meilleure résistance au brouillard salin que l’Hastelloy X (Coutsouradis et al. 1987), même à haute

tem-pérature. Cette bonne résistance à l’oxydation est assurée par la haute teneur en chrome de l’alliage (22

% massique) qui génère une couche d’oxyde de chrome (Cr2O3) à la surface, suite à une réaction avec

l’oxygène.

1.1.3.1 Composition

L’Haynes 188 est un alliage constitué principalement de cobalt, de chrome, de tungstène et de

nickel (tableau 1.5). Il est caractérisé par une absence totale d’éléments formant les phases durcissantes

γ0 de type Ni3(Al, T i) et γ00 de type Ni3N b. Il est aussi caractérisé par l’absence de molybdène, éléments

formant les précipités de type F e3M o3C et MoC. Cependant, tout comme l’Hastelloy X, ce superalliage

forme des précipités de type M6C, M23C6, σ, et µ à partir des autres éléments d’additions comme le chrome

ou le tungstène.

Tableau 1.5– Composition chimique de l’Haynes 188 suivant la norme UNS R30188.(% massique) (Haynes 1995).

Co Cr N i M o W N b Al T i F e M n Si C B La

Max. Bal. 24,0 24,0 ... 16,0 ... ... ... 3,0 1,25 0,5 0,15 0,015 0,12_{Min. 20,0 20,0 ... 13,0 ... ... ... ... ... 0,2 0,05 ... 0,02}

1.1.3.2 Microstructure

Le traitement thermique de mise en solution du superalliage Haynes 188 est le traitement classique

à 1175◦_{C pendant 1 h (Woei-Shyan and Hao-Chien 2014). La microstructure obtenue, présentée à la figure}

1.8, comporte des grains équiaxes correspondant à la solution solide γ et des carbures M6C inter- et

intra-granulaires (Odabaşı et al. 2013) (Bhanu Sankara Rao et al. 1997) (Lee et al. 2009).

(a)Image MEB (b) EDS de la phase γ Figure 1.8– Microstructure de la tôle d’Haynes 188. (Odabaşı et al. 2013)

Tout comme l’Hastelloy X, l’Haynes 188 ne durcit que par solution solide et précipitation de

composition chimique des carbures présents dans l’alliage Haynes 188 est différente de celle des carbures observés dans l’alliage Hastelloy X. Les carbures dans l’alliage Haynes 188 sont donc essentiellement des carbures contenant du tungstène et non du molybdène comme dans l’alliage Hastelloy X.

Figure 1.9 – Analyse EDX d’un carbure M6C dans une tôle d’Haynes 188. (Odabaşı et al. 2013)

1.1.3.3 Propriétés physiques

Le tableau 1.6 présente les principales propriétés physiques de l’Haynes 188 à température

am-biante. Certaines de ces propriétés, comme le montre le tableau 1.7, varient également en fonction de la

température.

Tableau 1.6– Propriétés physiques de l’Haynes 188. (Haynes 1995)

Densité 8,98 g cm−3

Coefficient de Poisson 0,32

Point de fusion 1410◦_C

Capacité thermique 412 J kg−1 ◦_C−1

Tableau 1.7 – Évolution de quelques propriétés physiques de l’Haynes 188 en fonction de la température.

(Haynes 1995) (Committee 2000)

Température Module de Young Conductivité thermique Résistance électrique

◦_{C (GPa) (W m}−1 ◦_C−1_{) (µΩ cm)} 20 232 10,4 101,0 100 225 12,2 103,0 200 217 14,3 105,0 300 209 15,9 107,7 400 201 17,5 110,5 500 193 19,3 112,7 600 184 21,1 114,8 700 176 23,0 116,4 800 169 24,8 117,5 900 161 25,5 118,3 1000 153 27,6 119,1

Il est à noter que les propriétés physiques des deux superalliages présentés sont relativement

48 J kg−1 ◦_C−1_{. Ces faibles différences devraient favoriser le soudage hétérogène des deux alliages.} 1.1.3.4 Propriétés mécaniques

Les propriétés mécaniques en fonction de la température de l’Haynes 188 sont présentées à la

figure1.10 par comparaison à celles d’autres superalliages base cobalt.

0 25 50 75 100 0 200 400 600 800 1000 1200 0 200 400 600 800 1000 1200

Allong

em

en

t (%)

Con

tr

ain

te

(MP

a)

Température (°C)

Haynes 188 : Rm Haynes 25 : Rm Ultimet : Rm Haynes 188 : Re Haynes 25 : Re Ultimet : Re Haynes 188 : A% Haynes 25 : A% Ultimet : A%

Figure 1.10 – Évolution des propriétés mécaniques statiques des superalliages base-cobalt les plus usuels en

fonction de la température. (Committee 2000) (Corporation 2008)

L’alliage Haynes 188 présente la résistance mécanique maximale la plus faible à des températures

inférieurs à 650◦_{C. La présence des phases γ}0 _{et γ}00 _{dans les autres alliages base cobalt augmentent leurs}

propriétés mécaniques dans cette plage de température. Pour des températures supérieures, l’alliage Haynes 188 garde une bonne ductilité pour une tenue mécanique comparable à celle des autres alliages.

Plus généralement, l’Haynes 188 a des propriétés mécaniques supérieures à celles de l’alliage Has-telloy X, quelle que soit la température. L’Haynes 188 présente également le phénomène appelé « midrange

ductility dip », précédemment décrit pour l’alliage Hastelloy X pour une température comprise entre 750◦_C

et 800◦_C.

1.2 Le soudage LASER

En 1917, Albert Einstein émet le principe de l’émission stimulée qui ouvre la porte à une nouvelle technologie : le LASER « Light Amplification by Stimulated Emission of Radiation ». Ce n’est qu’en 1960,

après le MASER de J. P. Gordon, H. J. Zeiger et Ch. H. Townes (Gordon et al. 1954), que le physicien

américain Théodore Maiman obtient pour la première fois une émission LASER au moyen d’un cristal de

rubis (figure 1.11) (Maiman 1960). Le LASER trouve très vite sa place dans le monde industriel en tant

qu’outil de découpe dans les années 1970. Il faudra attendre une décennie de plus pour voir le LASER utilisé comme moyen de soudage.

Figure 1.11– Schéma du premier LASER rubis de 1960 (Joshi 2010).

Depuis plusieurs décennies, l’assemblage par soudage occupe une place prépondérante dans le domaine de la construction mécanique. Le soudage par faisceaux à haute énergie a été développé dans l’industrie à la fin des années 1980 principalement pour l’assemblage de tôles métalliques minces et pour faire face aux exigences mécaniques des pièces qui sont de plus en plus importantes. Ces procèdes de soudage ont aussi permis de faire un important bond technologique dans le domaine de la micromécanique.

1.2.1 Principe et généralités du LASER

Le fonctionnement d’un LASER fait intervenir le principe de l’émission stimulée et le principe d’absorption d’un atome. Lorsqu’il est éclairé par un rayonnement électromagnétique, un atome peut passer

d’un état n à un état n0 _{> n, en prélevant l’énergie correspondante sur le rayonnement. Ce processus est}

résonnant : la fréquence du rayonnement ω doit être proche d’une fréquence de Bohr atomique pour qu’il

puisse se produire. Les fréquences de Bohr atomiques sont définies par la relation suivante (Silfvast 2004) :

¯hωnn0 = (E_n0 − E_n) (1.1)

Avec :

¯h = constante de P lanck réduite (1, 054571726×10−34_{J s),}

ωnn0 = fréquences de Bohr atomiques (Hz),

En0 > E_n = énergies des états n0 et n(eV).

Ce processus peut être interprété comme l’absorption d’un photon du rayonnement faisant passer

l’atome du niveau d’énergie En vers le niveau d’énergie En0 (figure 1.12a). La condition de résonance

correspond alors à la conservation de l’énergie. Ce phénomène apparaît dans un LASER lors du pompage.

(a)Absorption (b)Emission spontanée (c) Emission stimulée Figure 1.12– Schéma des phénomènes physiques intervenant dans un LASER (Verdeyen 1989).

Un atome dans un état excité n0 _{peut se désexciter vers un état n. Un rayonnement est alors émis}

dans une direction aléatoire avec une phase aléatoire, et sa fréquence est égale à la fréquence de Bohr ωnn0.

Ce processus est une émission spontanée (figure 1.12b). Un atome dans l’état n0 _{peut aussi se désexciter}

vers le niveau n sous l’effet d’une onde électromagnétique, qui sera alors amplifiée. C’est le principe de

l’émission stimulée (figure1.12c). Comme pour l’absorption, ce processus n’est possible que si la fréquence

du rayonnement ω est proche de la fréquence de Bohr ωnn0.

Pour expliquer le phénomène d’amplification, considérons un ensemble d’atomes à deux niveaux.

Si on envoie un champ de rayonnement sur un ensemble d’atomes dans l’état n0_{, le phénomène privilégié}

sera l’émission stimulée et le champ sera amplifié. Mais certains atomes sont dans l’état fondamental n, des photons peuvent être également absorbés, ce qui diminue l’intensité du champ. Il n’y aura amplification

que si les atomes sont plus nombreux à être dans l’état n0 _{que dans l’état n : il est nécessaire d’avoir une}

inversion de population (Verdeyen 1989).

Cependant, à l’équilibre thermodynamique, l’état le plus bas est toujours le plus peuplé. Pour maintenir une inversion de population, il est nécessaire de fournir constamment un apport d’énergie exté-rieure aux atomes, pour ramener dans l’état supérieur ceux qui sont repassés dans l’état fondamental après l’émission stimulée : c’est le « pompage ». L’amplificateur est donc un ensemble d’atomes ou molécules

que l’on fait passer d’un état fondamental ou faiblement excité n à un état plus fortement excité n0_{, au}

moyen d’une source d’énergie extérieure (pompage). Ces atomes peuvent alors se désexciter vers l’état n,

en émettant des photons de fréquence proche de ωnn0. Ainsi un rayonnement de fréquence ω0ω_nn0 passant

à travers ce milieu peut être amplifié par des processus d’émission stimulée.

Les LASER sont aussi caractérisés par leur mode transverse (figure 1.13). Ce mode caractérise

la répartition de puissance selon une coupe transversale au faisceau. Un faisceau de qualité optique aura

une répartition T EM00dite gaussienne, idéale pour la découpe. Pour le soudage, le multi-mode est préféré

pour avoir une répartition uniforme à la surface du point de focalisation.

y y _{y y}

x x x x

TEM₀₀ TEM₀₁ TEM₁₀ TEM₁₁

Figure 1.13– Différents modes transverses (Alfieri 2013).

1.2.2 Les sources LASER

Actuellement, les sources LASER sont classées selon sept familles, en fonction de la nature du milieu excité. Par ailleurs, les LASER peuvent être aussi bien continu que fonctionner dans un régime impulsionnel, auquel cas ils seront qualifiés également selon la durée caractéristique de leurs impulsions

(LASER continus / LASER picosecondes / LASER femtosecondes) (Dahotre 1998) (Joshi 2010) .

1.2.2.1 LASER à gaz

Le milieu générateur de photons est un gaz contenu dans un tube en verre ou en quartz. Le faisceau émis est particulièrement étroit et la fréquence d’émission est très peu étendue. Les exemples les plus connus

sont les LASER à Hélium-Néon (rouge avec λ =632,8 nm), utilisés dans les systèmes d’alignement (travaux publics, laboratoires), et les LASER pour spectacles.

Les LASER à dioxyde de carbone (CO2) sont capables de produire de très fortes puissances

(fonctionnement en impulsion) de l’ordre de 106_{W. Ce LASER, possédant une longueur d’onde λ =10,6 µm}

peut être, par exemple, utilisé pour la gravure, la découpe ou le soudage. C’est le LASER le plus démocratisé dans le milieu industriel grâce à sa grande plage de puissance cependant à cause de sa longueur d’onde, le faisceau ne peut être acheminé que par miroir.

Il existe aussi une sous-famille des LASER à gaz : les LASER excimers qui émettent dans l’ultra-violet. Dans la majorité des cas, ils sont composés d’au moins un gaz noble et habituellement d’un gaz halogène.

1.2.2.2 LASER à solides

Ces LASER utilisent des milieux solides, tels que des cristaux ou des verres, comme matrice d’émission des photons, qui est dopée par un ion. Le plus ancien est le LASER à rubis dont l’émission

provient de l’ion Cr3+ _{(Maiman 1960). D’autres ions sont très utilisés, comme la plupart des terres rares :}

N d, Y b, P r, Er, T m, ..., ou même le titane et le chrome. La longueur d’onde d’émission du LASER

dépend essentiellement de l’ion dopant, mais la matrice influe également. Ainsi, le verre dopé à l’ytterbium

émet une longueur d’onde de 1030 nm (Lacovara et al. 1991) alors que le YAG dopé au néodyme émet une

longueur d’onde légèrement supérieure de 1064 nm (Fan 1993). Ils peuvent fonctionner de façon continu ou

de manière impulsionnelle. Ils sont capables d’émettre aussi bien dans le visible, le proche infrarouge que l’ultraviolet. Le milieu amplificateur le plus connu est un barreau Nd : YAG (YAG : grenat d’aluminium et d’yttrium), mais il peut aussi se présenter sous la forme d’une fibre Yb : YAG (matrice en silice dopé au Y b) ou encore d’un disque Yb : YAG.

Au-delà d’une dimension de cristal de qualité optique acceptable, ces lasers permettent d’obtenir des puissances de l’ordre du kW en continu et du GW en pulsé. Ils sont utilisés pour des applications tant scientifiques qu’industrielles, en particulier pour le soudage, le marquage et la découpe de matériaux.

1.2.2.3 Autres types de LASER

Ces autres sources n’étant pas utilisées pour le soudage de matériaux métalliques, elles ne se-ront pas décrites dans ce mémoire. Il existe plusieurs autres types de LASER que sont par exemple

(Prenel 1999) :

– le LASER à colorants organiques, – le LASER à fibre,

– le LASER à vapeur métallique, – le LASER chimique,

– le LASER à semi-conducteur.

Une fois le rayonnement LASER généré par une source, il est nécessaire ensuite de s’intéresser à son conditionnement jusqu’à la pièce impactée par celui-ci.

1.2.3 Propriétés du faisceau

L’utilisation d’un faisceau LASER pour l’assemblage de pièces métalliques requière de contrôler les caractéristiques de ce dernier. Afin d’obtenir la densité de puissance suffisante pour fondre le métal et/ou

créer le keyhole, le faisceau doit être focalisé pour une puissance donnée dans une position de l’espace. Il existe plusieurs technologies de focalisation du faisceau qui sont fonction de la nature de la source.

(a) Lentille simple (b) Miroir parabolique (c)Sortie de fibre

Figure 1.14– Schéma des méthodes de focalisation du faisceau LASER en fonction de la nature de la source.

Avec :

Ø = diamètre du faisceau collimaté (m),

Øf ibre = diamètre de la fibre optique (m),

Df = distance de focalisation (m),

Dc = distance de collimation (m),

Lf = lentille de focalisation,

Lc = lentille de collimation,

Mp = miroir parabolique.

Pour des sources délivrant un faisceau LASER de longueur d’onde compris entre 500 nm et

1800 nm, celui-ci sera transporté par fibre optique et sera focalisé suivant le principe décrit à la figure1.14c.

Pour les autres sources, des jeux de miroirs en cuivre revêtus d’argent et refroidis servent à guider le faisceau

jusqu’au miroir parabolique (figure 1.14b) ou la lentille de focalisation (Figure1.14a) (Havrilla 1990).

Cependant, les phénomènes de diffraction imposent une limite à la focalisation. La figure 1.15

montre que le diamètre minimum pouvant être obtenu en fonction de la longueur d’onde, de la qualité du

faisceau et du système de focalisation est donné par la relation1.2(Boisselier et al. 1998) (Havrilla 1990).

θ

2

Øf = M24λDf

πØ (1.2)

Avec1 _:

Øf = diamètre du faisceau au col (m),

θ = angle de divergence du faisceau (rad),

LR = profondeur de champs du faisceau (m).

La qualité d’un faisceau LASER peut être décrite par différents paramètres (Alfieri 2013). Les

paramètres les plus usités sont :

– Le « beam parameter product »(BP P ) qui est le produit du rayon du faisceau au col par le demi-angle de divergence θ. Plus l’indice est faible, meilleure est la qualité du faisceau.

– L’indice M2 _{qui permet de situer la qualité du faisceau LASER par rapport à la répartition}

gaussienne parfaite (Hodgson and Weber 2005).

BP P = Øfθ

4 (1.3)

M2= θπØf

4λ (1.4)

Ces coefficients se démocratisent de plus en plus car ils permettent de comparer les faisceau LASER entre fournisseurs mais aussi de calculer un diamètre de focalisation en fonction des caractéristiques réelles du LASER.

Une autre caractéristique dimensionnelle importante de la tache focale est la profondeur de champs

LR. Elle est définie comme étant la distance pour laquelle la surface du diamètre du faisceau est doublée.

La profondeur de champs est appelée également dans la littérature la longueur de Rayleigh ou distance

confocale. Elle peut être approchée par la relation 1.5(Steen et al. 2010).

LR=

Ø2

f

λM2 (1.5)

En restant dans la zone de Rayleigh, la variation de la densité de puissance résultante n’excède pas les 10 %. L’importance de ce critère pour le soudage LASER sera développé par la suite. Toutefois, pour un mode fondamental et des optiques parfaites, le diamètre du point de focalisation est donné par l’équation suivante :

Øf = 2, 44λ

Df

Ø (1.6)

Avec l’utilisation d’une fibre optique, le diamètre de la tache focale dépend essentiellement du diamètre de cette fibre, du système de collimation et de focalisation, ce qui explique l’intérêt de minimiser

le diamètre de la fibre ( Eq : 1.7) (Havrilla 1990).

Øf =

Df

DcØf ibre (1.7)

1. Le faisceau issu de la cavité n’est jamais parallèle. Il passe par un diamètre minimum Øf, nommé col (waist),

Figure 1.16– BP P en fonction de M2_{pour différentes sources LASER (Alfieri 2013).}

Si l’on s’intéresse à la qualité du faisceau LASER quelles que soient l’irradiance et la longueur

d’onde, les sources Yb : YAG semblent avoir le meilleur couple BP P − M2 _{par rapport aux autres sources}

telles que les LASERs CO2 ou bien encore les LASERs Nd : YAG (Alfieri 2013). De grandes longueurs

de Rayleigh peuvent donc être obtenues avec le LASER à disque Yb : YAG. Ceci permet de réaliser des soudures reproductibles en s’affranchissant d’un contrôle parfait de la position focale imposée par les

autres sources (Scheller et al. 2012). De plus, comme la distance de travail augmente par rapport aux autres

sources, les déplacements du spot d’un point à un autre peuvent être diminués grâce aux défocalisations

du faisceau. Les durées de procédé peuvent être diminuées d’un facteur 3 (Schlüter 2006).

1.2.4 Interactions LASER - MATIERE

Les sources LASER se caractérisent par la propriété de concentrer une haute intensité photonique avec des puissances de plusieurs dizaines de kilowatts sur des surfaces de quelques dixièmes à quelques millimètres carrés au point d’impact du faisceau. L’interaction faisceau laser-matériau est du type onde

électromagnétique caractérisée par sa composante électrique−→E (x, y, z, t) et sa composante magnétique−→B

(x, y, z, t) en tous points de l’espace occupé avec son milieu de propagation. Lorsque le faisceau arrive sur

sa cible en son point de focalisation, une partie du rayonnement est absorbée car −→E atteint des valeurs de

l’ordre de 1012_{V cm}−1_{, équivalente aux champs électriques des liaisons électroniques dans les matériaux, et}

une autre partie est réfléchie au niveau de l’interface entre le substrat et son milieu. Pour pouvoir souder un matériau, le faisceau LASER doit pouvoir être absorbé par celui-ci. Hors, la transmission d’énergie est régie par deux paramètres principaux que sont le coefficient de réflexion de F resnel et le coefficient d’absorption pour un matériau donné.

Le coefficient de réflexion de F resnel est fonction de la nature du substrat, de la longueur d’onde du faisceau incident, de l’état de surface (rugosité, oxydation, ...).

Le coefficient d’absorption αa est défini par l’atténuation de l’intensité du rayon incident I

tra-versant une épaisseur zedéfini par la loi de Beer − Lambert (Lambert and DiLaura 1855) (DiLaura 2005)

(Lambert and Anding 1892) :

I_(λ,ze) = I010−α

0

aze = I

Le coefficient αa est fonction de l’indice de réfraction du matériau n = n1 + in2 où la partie

imaginaire est appelée l’indice d’extinction. Il est aussi noté k par de nombreux auteurs et est relié à αa

par la relation suivante :

αa= 4πk λ = 2ωk c = α0_a ln 10 (1.9) Avec :

λ = longueur d’onde du rayonnement incident (m),

αa = coefficient d’absorption (m−1),

α0_a = coefficient d’absorption (α_a0 = αaln 10) (m−1),

I = intensité de la lumière transmise (W m−2),

I0 = intensité de la lumière incidente (W m−2),

ρ = résistivité électrique (Ω m),

ze = distance de transmission du faisceau incident (m),

c = célérité de la lumière dans le vide (299 792 458 m s−1),

ω = pulsation angulaire du rayonnement incident (rad s−1).

1.2.4.1 Influence de la nature du substrat et de la longueur d’onde

Les propriétés optiques d’un substrat sont principalement régies par les électrons libres de la bande

de conduction qui sont caractérisés par leur fréquence de plasma ωp définie par :

ωp = s Nee2 meε0 (1.10) Avec : ωp = fréquence de plasma (m), Ne = densité électronique, e = charge électronique (C),

me = masse d’un électron (kg),

ε0 = permittivité du vide (8, 854 x 10−12C V−1m−1).

Cette fréquence qui se quantifie en plasmon peut être notée fréquence de Langmuir, ou encore pulsation plasma dans la littérature. Pour qu’une onde électromagnétique puisse pénétrer dans un milieu,

celle-ci doit avoir une pulsation supérieure à la pulsation de plasma du milieu. La figure 1.17 montre la

relation entre la fréquence d’une onde incidente et la constante diélectrique, l’indice de réfraction et les coefficient de réflexion et d’absorption d’un métal. On constate que pour un substrat donné, il y aura deux régimes. Pour une fréquence inférieure à la fréquence de plasma du substrat, le faisceau incident sera réfléchi et absorbé de manière importante. Au delà de la fréquence de Langmuir, le substrat sera quasi totalement transparent à la longueur d’onde du faisceau incident. Pour un métal, comme de l’or, de l’argent ou de l’acier, cette propriété optique leur donne leurs couleurs par rapport à la longueur d’onde admissible de nos yeux. Cependant pour une longueur d’onde de haute fréquence comme les rayon X, ces derniers sont transparents d’où la possibilité de les radiographier.

Figure 1.17 – Constante diélectrique , indice de réfraction n, coefficient de réflexion R et d’absorption α d’un

métal en fonction de la fréquence. (Allmen 2012)

La figure 1.18 montre l’évolution du coefficient de réflexion de quelques métaux en incidence

normale à 20˚C en fonction de la longueur d’onde du rayonnement incident.

Figure 1.18 – Coefficient de réflexion de quelques métaux en fonction de la longueur d’onde lumineuse.