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Alliage AD730
Dans le but d’obtenir un alliage avec de meilleures caractéristiques tout en restant sur un procédé de fabrication par forgeage, l’entreprise Aubert et Duval a développé l’alliage AD730. Cette partie vise à présenter les différentes caractéristiques de cet alliage et les comparer avec les autres alliages présents dans l’industrie.
Caractéristiques mécaniques
Lors de son élaboration, les objectifs de l’alliage AD730 sont multiples :
Avoir des propriétés mécaniques proches de l’alliage Udimet 720, c’est-à-dire supérieures aux alliages Inconel 718, Inconel 718+ et le Waspaloy. (Devaux, 2012).
Avoir une température maximale d’utilisation supérieure à celle de l’inconel 718 (c.- à-d. > 650°C).
Avoir un prix de revient proche de l’Inconel 718 plus c’est à dire inférieur à celui de Udimet 720 (Devaux, 2012).
Pouvoir être forgé suivant les procédés de forge conventionnels (Devaux, 2012) .Il est à noter que les alliages, Udimet 720, Inconel 718, Inconel 718+ sont des alliages déjà présents dans l’industrie aérospatiale et dont la composition chimique se rapproche le plus de l’alliage AD730.
Caractéristiques microscopiques
Composition chimique :La composition chimique de l’alliage AD730 a été mise au point à partir de deux autres alliages de Aubert et Duval : les alliages Ni30 et Ni33. (Devaux, 2012).
Précipités γ’: Les précipités γ’ sont d’une importance capitale dans les superalliages de nickel. Ils sont responsables du durcissement de l’alliage et de la haute résistance de ces alliages aux hautes températures. Cependant ces précipités impliquent une mauvaise forgeabilité des alliages dans lesquels ils sont présents. Le pourcentage de γ’ dans un superalliage est donc une recherche du meilleur compromis entre caractéristiques mécaniques et forgeabilité. En plus de la composition chimique du matériau, le pourcentage de γ’ dépend aussi très fortement du traitement thermique effectué. Pour l’alliage AD730, le pourcentage de γ’ dans la matrice est de 37% à 700°C (Devaux, 2012). Ce pourcentage permet d’obtenir des caractéristiques mécaniques supérieures à l’Inconel 718 tout en permettant des trempes à l’huile et un cycle de forgeage conventionnel .
Mécanismes activés lors de la déformation à chaud
L’écrouissage
Au début de la déformation, la quantité de dislocations augmente et ces dernières se mettent en mouvement (Humphreys, 2004). Cette augmentation de la densité de la dislocation entraîne une augmentation rapide de la contrainte. C’est la phase d’écrouissage.
Restauration dynamique
Lorsque la déformation continue d’augmenter, la mise en mouvement des dislocations est enclenchée. Ce phénomène est dû aux différences de gradient de dislocations dans le matériau et il est sensible à la vitesse de déformation (Souai, 2011). La mise en mouvement des dislocations entraîne avec elle un mécanisme de relaxation de contrainte appelé la restauration dynamique. En effet dû à leur mouvement, une partie des dislocations sont supprimées, dues à leur combinaison avec une autre dislocation, ou dues à leur intégration dans un joint de grains. Simultanément à cela, une autre partie des dislocations se réarrangent et forment des sous-grains à l’intérieur des grains initiaux (Montheillet, 2009). La combinaison de ces 2 mécanismes microstructuraux est appelée restauration dynamique et permet donc de modérer l’augmentation de dislocations liées à l’écrouissage et ainsi de maîtriser la quantité d’énergie stockée dans le matériau (Humphreys, 2004).
Recristallisation dynamique
La recristallisation dynamique consiste en la germination de nouveaux grains, aux frontières ou à l’intérieur des grains initiaux. La recristallisation dynamique est dite continue lorsque les sous-grains issus de la restauration se transforment, sous l’influence de la déformation, en grains indépendants. Cependant, lorsque sous l’effet de la déformation, de nouveaux grains germent aux joints de grains initiaux, la recristallisation dynamique est alors dite discontinue.
Le type de recristallisation dynamique, continue (CDRX) ou discontinue (DDRX), s’effectuant lors de la déformation à chaud dépend de l’énergie de faute d’empilement du matériau (SFE : Stacking Fault Energy) (Humphreys, 2004).
Recristallisation métadynamique
Lorsque le point d’initiation de la recristallisation dynamique a été dépassé, des germes sont présents dans le matériau. Dans le cas où la déformation est arrêtée, mais que le matériau reste à température élevée (recuit), ces germes vont continuer de se développer grâce à l’effet de la déformation préalable et de la température (Humphreys, 2004). Ce mécanisme est appelé recristallisation métadynamique. Il entraîne une microstructure hétérogène à l’intérieur du matériau constitué de petits germes avec peu de dislocation à l’intérieur, de gros grains recristallisés avec une densité de dislocations moyenne et de grains non recristallisés avec une densité de dislocations élevée (Humphreys, 2004). L’hétérogénéité de cette microstructure rend difficile la modélisation du comportement du matériau. L’étude et la maitrise de ces mécanismes d’adoucissement (restauration statique, recristallisation statique et recristallisation post-dynamique) sont aussi importantes que de ceux activés pendant la déformation, car ils modifient grandement la microstructure et les caractéristiques du matériau final (Montheillet, 2009).
La déformation à chaud des superalliages
Dans son travail sur l’étude du Waspaloy, Chamanfar a analysé le comportement de ce matériau lors de la déformation à chaud. Les résultats des essais de compression à chaud du Waspaloy, effectués à différentes vitesses de déformation et à différentes températures. Grâce à ces courbes et à l’analyse des microstructures obtenues, Chamanfar a pu mettre en évidence les différents mécanismes vus dans la partie précédente.
La phase d’écrouissage, caractérisée par une augmentation rapide de la contrainte d’écoulement est visible sur toutes les courbes et pour toutes les conditions. Cette phase correspond à l’augmentation rapide de la densité de dislocations à l’intérieur du matériau.
Les mécanismes de relaxation de contrainte sont bien la restauration dynamique et la recristallisation dynamique.
La restauration dynamique est le mécanisme principal pour la température de 950°C.
L’adoucissement observé spécialement aux vitesses de déformation élevées (0,1 s-1 et 1 s-1) est dû au chauffage adiabatique (Chamanfar, 2014). En effet au cours de la déformation à chaud, 90% de l’énergie fournie est transformée en chaleur. Une vitesse de déformation élevée combinée aux effets de la friction peut induire une forte augmentation de la température du matériau comparé à la température de déformation (62°C pour le cas de la vitesse 1s-1 à 950°C). Cette augmentation de la température entraîne une meilleure mobilité des dislocations et favorise la croissance des grains ce qui adoucit le matériau.
Pour les températures allant de 980°C à 1140°C, le mécanisme principal de relaxation de contrainte est la recristallisation dynamique. La présence de pic de contrainte ainsi que l’observation de structures en collier de perles permettent d’affirmer cela (Chamanfar, 2014).
La présence d’un plateau de contrainte sur certaines courbes (par exemple : 0,001 s-1/1140°C) indique que la recristallisation est complète, c’est l’état stationnaire. Inversement, lors des autres cas, l’absence de plateau indique que la recristallisation est partiellement complétée (Chamanfar, 2014).
Yield Drop : phénomène physique
On peut trouver dans la littérature des explications physiques du Yield Drop. En 2015, Zhao et al (Z.L. Zhao, 2015), publie un article expliquant que le Yield Drop serait lié à une première recristallisation dynamique . Cette première recristallisation dynamique serait suivie d’un processus de durcissement avant une seconde recristallisation dynamique. Ces 2 recristallisations dynamiques forment, une double recristallisation discontinue et ce phénomène apparaîtrait suivant une gamme de température et de vitesse de déformation donnée. Cependant, il est important de noter que l’apparition de ce phénomène a des déformations très faibles, rend impossible la preuve par observations microstructurales. La deuxième explication physique du Yield Drop serait que les dislocations auraient besoin d’une énergie suffisante pour se mettre en mouvement. Lorsque cette énergie est atteinte, le mouvement des dislocations se fait plus aisément ce qui expliquerait la chute de contrainte.
Ce mécanisme de verrouillage des dislocations est dû à un phénomène de durcissement particulier appelé «short range ordering» qui consiste en réarrangement local des dislocations lors de la phase d’écrouissage. Ce mécanisme est l’explication fournie par une étude (Guimaraes, 1981) et n’apparaîtrait que selon une plage de vitesses de déformation et de températures données.
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Table des matières
INTRODUCTION
CHAPITRE 1 REVUE DE LITTERATURE
1.1 Alliage AD730
1.1.1 Caractéristiques mécaniques
1.1.1.1 Température d’utilisation
1.1.1.2 Forgeabilité du matériau
1.1.1.3 Résistance en fatigue
1.1.2 Caractéristiques microscopiques
1.1.2.1 Composition chimique
1.1.2.2 Précipités γ’
1.1.2.3 Les carbures
1.1.2.4 Températures particulières
1.1.3 Autres caractéristiques
1.1.3.1 Coût
1.2 Procédé de fabrication
1.2.1 Fonderie
1.2.2 Forgeage
1.3 Mécanismes activés lors de la déformation à chaud
1.3.1 L’écrouissage
1.3.2 Restauration dynamique
1.3.3 Recristallisation dynamique
1.3.4 État stationnaire
1.3.5 Restauration statique et recristallisation statique
1.3.6 Recristallisation métadynamique
1.4 La déformation à chaud des superalliages
1.5 Lois de comportement
1.5.1 Lois de comportement empiriques
1.5.2 Lois de comportement physiques
CHAPITRE 2 PROTOCOLES EXPERIMENTAUX ET MATERIAUX
2.1 Plan d’expérience
2.1.1 Variables
2.1.2 Les paramètres
2.1.2.1 Température de déformation : 1120°C
2.1.2.2 Temps de maintien : 5 min
2.1.2.3 Vitesse de chauffage : 20°C/min
2.1.2.4 Technique de trempe : eau
2.1.2.5 La lubrification
2.1.3 Cycle thermomécanique
2.2 Protocole expérimental
2.2.1 Échantillons
2.2.2 Presse MTS
2.2.3 Calcul des grandeurs
2.2.4 Métallographie
CHAPITRE 3 RÉSULTATS ET ANALYSE
3.1 Résultats
3.1.1 Vitesse 0,001 s-1
3.1.2 Vitesse 0,01 s-1
3.1.3 Vitesse 0,1 s-1
3.2 Analyse
3.2.1 Bruits de mesure
3.2.2 Yield Drop
3.2.2.1 Yield Drop : phénomène physique
3.2.2.2 Yield Drop : phénomène expérimental
3.2.3 Plateau
3.2.4 Écart
3.2.4.1 Écart intra-catégories
3.2.4.2 Écart extra-catégories
CHAPITRE 4 DISCUSSION
4.1 Double différentiation
4.2 Microstructure
4.3 Lois de comportement
4.3.1 Sensibilité de l’AD730 à la vitesse de déformation
4.3.2 Équations constitutives d’Arrhenius
4.3.2.1 Calcul des paramètres (A, α,n,Q)
4.3.2.2 Modélisation polynomiale (A, α,n,Q)
4.3.2.3 Résultats du modèle
CONCLUSION
RECOMMANDATIONS
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