Simulation numérique du soudage du TA6V par laser YAG impulsionnel: caractérisation expérimentale et modélisation des aspects thermomécaniques associés à ce procédé Résumé : Yannick Robert 1, Jean-François Mariage 1, Damien Delaplanche 1, Georges Cailletaud 2, Elisabeth Aeby-Gautier 3 1 CEA Valduc Laboratoire Calcul et Simulations 21120 Is-sur-Tille 2 Ecole des Mines de Paris Centre des Matériaux Pierre-Marie Fourt 91003 EVRY 3 Ecole des mines de Nancy Parc de Saurupt 54042 Nancy Ce travail s intègre dans une étude dont l objet est la modélisation des phénomènes thermomécaniques liés à l opération de soudage par laser YAG impulsionnel du TA6V. Les températures générées lors de l opération de soudage sont à l origine des évolutions de la microstructure (changements de phases métallurgiques, formation de précipités ) de l alliage et donc de ses propriétés mécaniques locales, mais également des déformations et des contraintes résiduelles observées au sein des assemblages. Dans cette contribution nous avons dans un premier temps identifié les changements de phases métallurgiques se produisant à l état solide lors des phases de chauffage et refroidissement. Nous avons ainsi pu définir la nature des phases dont le comportement mécanique est à caractériser. Nous avons également réalisé une première modélisation non couplée des évolutions de température au cours du chauffage et du refroidissement qui confirment la faible taille des ZAT observées expérimentalement. Abstract: This work is part of a study which aims to realize a computer modelling of the thermomechanical phenomena occurring during the YAG pulse laser welding of titanium alloy (TA6V). The filet welding has different heterogeneities (microstructural and mechanical). In fact, the temperature causes the change of microstructure (phase transformations, precipitation ) and causes the evolution of the mechanical properties. Thermomechanical modelling has thus to be established for the welding of TA6V. In this paper, we focus on the identification of the different phases transformation occurring during the welding, during heating and cooling, and we thus define the conditions for which the mechanical behavior of these different phases have to be characterized in order to obtain the residual stress and the residual strain of this welded part. Mots clefs : Soudage laser impulsionnel ; TA6V ; microstructure ; transformation de phase ; simulation numérique ; modélisation thermomécanique. 1 Introduction Ce travail s intègre dans une étude dont l objet est la modélisation des phénomènes thermomécaniques liés à l opération de soudage du TA6V par laser YAG impulsionnel. En effet la réalisation de liaisons soudées constitue des zones d hétérogénéités, aussi bien du point de vue microstructural que mécanique. Les températures générées lors de l opération de soudage sont à l origine des évolutions de la microstructure (changements de phases métallurgiques ) de l alliage et donc de ses propriétés mécaniques locales, mais également des déformations et des contraintes résiduelles observées au sein des assemblages. Pour identifier et modéliser les différents phénomènes générés pendant l opération de soudage, différentes étapes sont à considérer : - Détermination des changements de phases métallurgiques se produisant lors des phases de dépôt d énergie et de refroidissement ;
- Caractérisation expérimentale du comportement mécanique des phases dans les conditions de température et de déformation adéquates ; - Modélisation du comportement thermomécanique mis en évidence précédemment par une loi de type thermo-élasto-viscoplastique intégrant les changements de phases, afin de quantifier les déformations et les contraintes résiduelles observées au sein des assemblages ; - Validation du modèle à l aide d un essai de soudage instrumenté. Afin de pouvoir caractériser les différents essais mécaniques à réaliser ainsi que les hypothèses à faire pour notre modèle thermo-élasto-viscoplastique, il faut au préalable déterminer les changements de phases métallurgiques se produisant à l état solide lors des phases de dépôt d énergie et de refroidissement. Nous avons donc réalisé l étude métallurgique du TA6V soumis aux sollicitations thermiques générées par le soudage laser. 2 Essais expérimentaux 2.1 Rappels sur le TA6V [1] Le TA6V est l alliage de titane le plus étudié. Le bon compromis réalisé dans cet alliage entre résistance mécanique et ténacité, en plus de sa faible densité et son excellente résistance à la corrosion, en font l un des plus utilisés dans l industrie chimique et aérospatiale. Le TA6V est un alliage de titane aluminium vanadium (6% en poids d aluminium et 4% en poids de vanadium). A température ambiante il est biphasé α+β avec un très faible pourcentage en phase β (FIG.1). Les phases α et β ont deux structures cristallographiques différentes : cubique centrée pour la phase β et hexagonale pseudo compacte pour la phase α (FIG.2). La morphologie de la phase α peut être soit globulaire soit lamellaire ou aciculaire. Cette dernière morphologie est majoritaire lorsque l alliage a été mis en solution en phase β puis refroidi. Au cours du chauffage et dans des conditions d équilibre, il y a dissolution de la phase α et le taux de phase β augmente pour être égale à 1 aux températures supérieures à la température de transus T β (980 C pour cet alliage [6]). Pour des refroidissements très rapides depuis le domaine β, l alliage est le siège d une transformation martensitique β α. La phase martensitique a la même composition chimique que la phase β et sa structure cristalline est HCP. 20 µm FIG. 1 Matériau de base Microscope optique (X 500) FIG. 2 Diagramme de phase pseudo binaire du TA6V 2.2 Rappel sur le soudage laser YAG impulsionnel Pour notre étude nous utilisons un laser YAG impulsionnel avec une fréquence de soudage de 5 Hz et un taux de recouvrement des pulses de l ordre de 80 %. Ainsi pour chaque pulse, nous avons un temps de dépôt d énergie de 13 ms et un temps de refroidissement de 187 ms. Ce moyen de soudage génère ainsi des sollicitations extrêmement sévères pour le matériau. Lors du dépôt d énergie la vitesse de chauffe est de l ordre de 300 C.ms -1 et atteint des vitesses de refroidissement bien supérieures à ce qu on pourrait obtenir en réalisant des trempes à l eau. La connaissance des évolutions structurales pour ces sollicitations est donc à établir. 2
2.3 Etude des transformations de phase Les sollicitations thermiques générées par le procédé de soudage laser, vont conduire à différentes transformations structurales [4], [5] et [6]. Ainsi, 4 zones caractéristiques devraient être observées (FIG. 3 & 4), à savoir : - La zone fondue. - Une 1ère zone affectée thermiquement (ZAT n 1) correspondant au matériau qui a vu une température variant de la température de transus T β jusqu à la température de fusion. - Une 2ème zone affectée thermiquement (ZAT n 2) correspondant au matériau qui a vu une température variant de la température ambiante jusqu à T β. - Le matériau de base. La distinction entre ces zones pourra se faire à travers l observation des microstructures résultant des changements de phases se produisant au chauffage et au refroidissement. Métal de base Zone de fusion Structure α α + augmentation de β T ambiante< T <transus β β pur transus β< T <T fusion 2 ème ZAT : Structure α, β et α 1 ère ZAT : Structure α FIG. 3 Transformation de phase lors du dépôt d énergie : 13 ms FIG. 4 Transformation de phase lors du refroidissement : 187 ms Une analyse au microscope électronique à balayage sur plusieurs échantillons a été réalisée afin de vérifier que les sollicitations thermiques du soudage laser génèrent réellement les zones décrites précédemment. La figure 5 représente une observation MEB (secondaire) du cordon de soudure. Plusieurs zones sont mises en évidence. Dans la zone centrale (zone fondue) l attaque utilisée révèle une certaine hétérogénéité de cette zone (plusieurs lignes foncées dans la zone fondue). Une modélisation purement géométrique sur CATIA permettant d estimer les zones de recouvrement a permis de montrer que ces lignes foncées étaient les zones affectées thermiquement des pulses suivants. Ainsi nous savons que ces zones foncées subissent un recuit ultérieur (en phase β) lors des pulses suivants. Afin de comprendre cette hétérogénéité nous avons étudié les zones fondues par analyse microsonde et par diffraction des rayons X [2]. Ces analyses ont confirmé que la zone fondue était homogène en composition chimique et en structure cristallographique (hexagonale compacte). La seule différence entre ces zones blanches et ces zones foncées (FIG. 5) concerne la microstructure de la zone fondue (FIG. 6 & 7). Dans ces deux zones la structure est aciculaire, la phase β s est totalement transformée en phase α. En effet le soudage laser induit des vitesses de refroidissement élevées qui conduisent à la transformation martensitique, donnant ainsi la microstructure aciculaire (FIG. 6 & 7). Cette phase présente une dureté plus élevée que la phase α, mais la ductilité et la ténacité sont faibles. Cependant, les zones foncées (FIG. 6) qui ont subit un recuit de la structure α possèdent une structure apparaissant moins dense, avec des aiguilles de martensite beaucoup plus longues que dans les zones blanches (FIG. 7). On peut ainsi considérer que ces zones sombres ont été remises en solution en phase β, période durant laquelle le grain β peut grossir, et ainsi conduire à des aiguilles plus longues. Dans les zones ayant été refondues, zones claires de la zone fondue, la taille du grain est faible, car la solidification est très rapide, conduisant ainsi à des aiguilles très petites. 3
Zone Fondue 100 µm 500 µm Zone Affectée thermiquement (ZAT) FIG. 5 Analyse au MEB d un cordon de soudure 50 µm 50 µm FIG. 6 Zone foncée de la structure α FIG. 7 Zone claire de la structure α Au voisinage de la zone fondue, il est plus délicat de définir deux zones affectées thermiquement. Nous pouvons nettement observer que la structure est totalement martensitique (passage dans le domaine β), par contre la structure initiale semble toujours présente (FIG. 8) probablement car la composition chimique ne doit pas être homogène. Bien que les températures atteintes au voisinage de la zone fondue soient très élevées, ces images nous montrent que la cinétique de dissolution de la phase α et l homogénéisation de la structure est loin d être obtenue, il est donc nécessaire d établir les cinétiques d évolution de la phase α pour les vitesses de chauffage élevées. 20 µm FIG. 8 Microstructure de la ZAT (X 2000) 2.4 Influence des cinétiques thermiques sur les transformations de phases On sait que tout changement de phases dans les alliages s accompagne de la variation des propriétés physiques et mécaniques. C est pour ces raisons qu il est important de déterminer de façon précise les changements de phase rencontrés au cours du soudage. La température T β est de 980 C pour des conditions d équilibre, valeur que l on ne peut utiliser dans le cas du soudage. Nous avons donc voulu obtenir une approximation de T β «dynamique» en tenant compte de la cinétique thermique. Pour ce faire, nous avons effectué des essais de dilatométrie rapide sur machine GLEEBLE afin d obtenir des cinétiques thermiques 4
importantes (3000 C.s -1 ). L éprouvette utilisée pour ce type d essais est un cylindre de diamètre 6 mm et de longueur 80 mm. Des thermocouples sont soudés sur l éprouvette pour pouvoir piloter l essai en température et la déformation de l éprouvette est obtenue par un capteur diamétral. Le cycle thermique appliqué à l éprouvette correspond à une vitesse de montée en température de 3000 C.s -1 jusqu à la température de 1450 C. La figure 9 illustre une courbe de déformation en fonction de la température (FIG. 9). Elle permet d obtenir la température T β qui se situe aux environs de 1050 C pour ce cycle thermique. On obtient ainsi une variation non négligeable de T β (soit une augmentation de 70 C). 0,016 Coefficient de dilatation thermique = 8,6.10-6 C -1 0,014 Déformation 0,012 0,010 0,008 0,006 0,004 0,002 Coefficient de dilatation thermique = 1,35.10-5 C -1 T. Transus β=1050 C au lieu de 980 C à l équilibre 0,000 0 200 400 600 800 1000 1200 1400 1600 Température (C) FIG. 9 Essai de dilatométrie sur machine GLEEBLE Des essais dilatométriques ont également été réalisés sur des échantillons préalablement traités β (recuit d une heure à 1065 C suivi d une hypertrempe) afin de déterminer les cinétiques de dissolution de la martensite α. Le cycle thermique appliqué à l éprouvette correspond à une vitesse de montée en température de 3000 C.s -1 jusqu à la température de 1200 C. Pour cette structure initiale, les courbes dilatométriques n ont pas permis d identifier un domaine de transformation de phase (le suivi thermodilatométrique est en fait peu sensible au changement de phases pour les alliages de titane). C est pourquoi des essais complémentaires seront réalisés en suivant les évolutions de résistivité électrique. 3 Etude thermomécanique 3.1 Identification du modèle thermomécanique L étude métallurgique que nous avons présentée précédemment a permis de montrer les principales évolutions de phases de l alliage, durant le soudage laser. Ainsi, en première approximation, nous pouvons considérer que 3 phases distinctes (la phase α, la phase β et la phase α ) sont à prendre en compte dans le calcul thermomécanique. Afin de caractériser les phases ou mélange de phases en présence, différents essais thermomécaniques sont envisagés pour divers températures et conditions de déformation (essais cycliques, essais de traction / relaxation ) Tous ces essais vont permettre d identifier le modèle thermo-élasto-viscoplastique par méthode inverse. Pour ce faire nous utiliserons le code par éléments finis Zébulon pour définir et optimiser le modèle thermomécanique couplé au code de calcul Abaqus. Nous utiliserons un modèle à variables internes avec écrouissage isotrope et cinématique, un critère de plasticité de type von Mises et une loi visqueuse pour chaque phase, couplé à une loi de transition d échelle. 5
3.2 Calcul thermique Dans un premier temps nous avons réalisé un calcul thermique sous Abaqus de façon à pouvoir utiliser la cartographie thermique pour notre calcul thermomécanique totalement découplé. Il s agit d un calcul 2D axisymétrique, le flux volumique est défini par la forme de la zone fondue obtenue lors de l analyse métallurgique (FIG. 5). Ce calcul met en évidence l importance des gradients thermiques et des cinétiques thermiques (FIG. 10 & 11). Zone fondue Dépôt d énergie : 13 ms Refroidissement : 187 ms Température (Kelvin) 4000 3500 3000 2500 2000 1500 1000 500 Cinétique thermique dans la ZF : Dépôt d énergie : 260 C/ms Refroidissement : 75 C/ms Cinétique thermique dans la ZAT: Dépôt d énergie : 80 C/ms Refroidissement : 10 C/ms Zone affectée thermiquement Métal de base FIG. 10 Cartographie thermique 0 0 0,02 0,04 0,06 0,08 0,1 0,12 0,14 0,16 0,18 0,2 Temps (s) FIG. 11 Courbe de température 4 Conclusion Cette étude s inscrit dans un projet de compréhension globale des différents phénomènes rencontrés lors du soudage de structures métalliques mené au CEA. La simulation numérique du soudage laser est intéressante pour prévoir les contraintes résiduelles et le comportement local des assemblages afin de réaliser du dimensionnement des structures, mais aussi pour prévoir les déformations des assemblages lors du soudage afin d améliorer le procédé de fabrication. Ces premiers travaux ont permis de déterminer les changements de phases métallurgiques se produisant à l état solide afin de caractériser les différents essais mécaniques et ainsi les hypothèses à faire pour notre modèle thermo-élasto-viscoplastique. La validité de ce modèle décrit précédemment passe par la définition d un essai expérimental représentatif des différents phénomènes rencontrés lors de l opération de soudage. Remerciement Merci à Laurence DURUT du CEA de Valduc pour son aide et ses interprétations des analyses MEB. Références [1] S. Vautier ; Structure et propriétés métallurgiques des alliages de Titane ; Synthèse bibliographique, 2004. [2] D. Dajno, Rhéologie globale et structurale des alliages de titane TA6V et betacez dans les domaines α+β et β ; thèse ; 1991. [3] J-G Malcor ; Comportement mécanique et évolution structurale de l alliage de titane TA6V dans le domaine du forgeage à chaud ; thèse ; 1983. [4] E. Laude, E. Gautier, P. Archambault, S. Denis ; Cinétique de transformation des alliages de titane en fonction du traitement thermomécanique. Etude expérimentale et calcul ; revue de métallurgie ; Sept. 96. [5] B. Ravat ; Caractérisation de cordons TA6V par diffraction des rayons X ; Rapport d expertise ; 2004. [6] R. Castro, L. Séraphin ; Contribution à l étude métallographique et structurale de l alliage de titane TA6V ; mémoires scientifiques revue de métallurgie, 1966. 6