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LES PHASES INDÉSIRABLES : PHASES TOPOLOGIQUEMENT COMPACTES
Il existe différentes phases topologiquement compactes (Topologically Close Packed, T.C.P), les phases de Laves [Schirra et al., 1991] et la phase ζ (de type αCr) [Xie et al., 2001], qui peuvent se former dans l‟Inconel 718 et qui sont néfastes pour les propriétés mécaniques du matériau . La phase de Laves est une phase de structure cristallographique hexagonale de formule générale (Cr,Fe,Ni)2(Si,Ti,Nb,Mo). La phase ζ, de type αCr, a une structure cristallographique cubique à faces centrées. Cette phase est semi-cohérente ou non-cohérente avec la matrice. Sa composition est variable mais est identifiée par (CrMo)x(Ni,Co)y avec x et y qui peuvent varier entre 1 et 7 et avec x>y [Sims et al., 1987]. Ces T.C.P sont facilement évitées [Brooks and Bridges, 1988, Oradei and Radavich, 1991] lors de la formation de l‟alliage en minimisant les teneurs en Si et Nb [Cieslak et al., 1989] et en maitrisant les procédés d‟élaboration [Radhakrishna and Rao, 1997].
ÉLABORATION DE L’ALLIAGE
L‟élaboration de l‟alliage Inconel 718 pour une application aéronautique requiert l‟utilisation du procédé de triple fusion VIM-ESR-VAR [Davis, 1997] dont les schémas de principe sont exposés dans la Figure 2-13. La première étape, le VIM (Vacuum Induction Melting), est une première fusion dans un four à induction sous vide pour obtenir la composition chimique désirée. Le matériau est élaboré sous forme d‟électrode. L‟électrode ainsi formée est refondue par ESR (Eletro Slag Remelting) sous laitier électroconducteur, lors de la deuxième étape. Cette fusion intermédiaire est facultative mais permet d‟optimiser la réduction des inclusions, d‟affiner et d‟homogénéiser la composition de l‟alliage. Enfin, l‟alliage subit une refusion à l‟arc sous vide, VAR (Vacuum Arc Remelting), pour réduire davantage les ségrégations et le taux d’inclusions. Après ces étapes d‟élaboration, un traitement d‟homogénéisation à haute température (>1100°C) est souhaitable pour réduire les ségrégations interdendritiques [Devaux, 2007]. C‟est dans cette optique qu‟un traitement d‟homogénéisation entre 1150 et 1210°C pendant une durée de 12 à 72h est effectué. Cette homogénéisation supprime un grand nombre de ségrégation notamment en fer, chrome et niobium.
EFFET DE LA DÉFORMATION
L‟énergie créée lors de la mise en forme à chaud se décompose en deux contributions : la première consiste en un apport de chaleur et conduit à un échauffement adiabatique, la seconde correspond à l‟activation des mécanismes de plasticité qui interagissent entre eux et avec la microstructure ce qui entraine de l‟écrouissage [Verlinder et al., 2007]. Ces mécanismes mettent à contribution une phase de création de dislocations, une phase de mobilité de dislocations, une phase d‟interactions de dislocations entre elles et avec la microstructure (précipités, joints de grains, etc.), une phase d‟arrangement de cette microstructure résultante. Lorsque le taux de déformation plastique est relativement faible, nous assistons à une distribution homogène des dislocations au sein de la microstructure voire un arrangement de la structure de dislocations sous forme d‟empilement dans les plans de glissement [Jaoul, 1960]. Lorsque le taux de déformation plastique cumulé est plus élevé, nous pouvons assister à un réarrangement de la structure de dislocations, sous la forme de parois ou de veines, qui peuvent conduire à l‟obtention de cellules [Montheillet, 1996]. L‟Inconel 718 est un matériau à faible énergie de faute d‟empilement [Fournier and Pineau, 1977]. Dans ce type de matériau, les dislocations sont donc fortement dissociées et, par conséquent, peu mobiles (Figure 2-15), la microstructure résultante sera de fait plutôt du type de la figure 15a que de la figure 15b. D‟autre part, si le forgeage à chaud du 718 se fait à une température inférieure à 975°C, le mécanisme principal d‟évolution de la microstructure sera la restauration. Au-dessus de 975°C, on observe une recristallisation de la microstructure. Dans le cas du forgeage de disque de turbine, le taux de déformation important combiné aux hautes températures (supérieures à 975°C lors de la déformation) conduit au mécanisme de recristallisation dynamique.
DURÉE DE VIE ET MÉCANISMES D’AMORÇAGE
L‟impact de la microstructure sur la durée de vie peut être mis en relation avec les mécanismes d‟endommagement engendrés. Plusieurs travaux [Alexandre et al., 2004, Alexandre, 2004, Devaux et al., ] ont montré qu‟il y avait compétition entre différents modes d‟endommagement en fonction de la microstructure locale ou des conditions de sollicitations (niveau de contrainte et température). Dans le cas de l‟alliage Inconel 718, la dispersion de DDV observée pour un même niveau de sollicitation pourrait aussi s‟expliquer par le mode d‟amorçage de la fissure de fatigue. En effet, il s‟avère que pour des conditions de sollicitations données, un matériau peut présenter plusieurs mécanismes d‟endommagement et ceux-ci peuvent expliquer la dispersion de durée vie pour une même taille de grains moyenne (Figure 2-33). Les travaux de Zerrouki [Zerrouki, 2000] mettent en évidence l‟influence du mécanisme d‟amorçage sur la durée de vie. Il apparaît que l‟amorçage sur les carbures surfaciques mène à des durées de vie plus courtes que l‟amorçage sur grains ou l‟amorçage sur carbures internes.
IMPACT DES PARAMÈTRES DE FORGEAGE SUR LES PROPRIÉTÉS MICROSTRUCTURALES ET MÉCANIQUES DE LA PIÈCE
Les gradients de taux de déformation et de température générés pendant les opérations de forgeage et de refroidissement conduisent à des caractéristiques microstructurales et mécaniques hétérogènes. Grâce au post-processeur métallurgique, Forge2® permet de prédire et de visualiser les hétérogénéités microstructurales (via la taille de grains et la proportion de phase δ) et mécaniques (via les distributions, à 450°C, de la contrainte à rupture, Rm, et de la limite d‟élasticité, Re0,2,). Cette partie du travail a donc pour objet de vérifier les prédictions des simulations. Le post processeur estime tout d‟abord la fraction de grains recristallisés en fonction de la densité de dislocations qui, elle, est déterminée en fonction de variables locales telles que la déformation, la vitesse de déformation et la température. Le retour d‟expérience fait apparaître qu‟il est important que la zone du brut de forge, contenant la pièce à usiner, atteigne une fraction recristallisée quasi de 100% comme on peut le voir sur la Figure 3-4.b, ceci afin d‟optimiser les propriétés en service du matériau. A partir de la fraction de grains recristallisés et de la fraction de phase δ calculées (Figure 3-4.a), les tailles de grains recristallisés (Figure 3-4.d) et non recristallisés (Figure 3-4.c) sont calculées pour en déduire une taille de grains suivant la normalisation ASTM (Figure 3-4.e).
EFFET DU TEMPS DE MAINTIEN À UNE TEMPÉRATURE SUPÉRIEURE À LA TEMPÉRATURE DU SOLVUS DE LA PHASE δ
Le temps de maintien au-dessus de la température de solvus de la phase δ diffère aussi entre les zones du disque. Dans la partie 2.4.2.2, il a été démontré que ce facteur pouvait avoir un effet majeur sur la microstructure lorsqu‟il s‟agit de longues durées de maintien. Cependant sur la Figure 3-8, il apparait que ce temps est proche de 20s pour la dent et de 150s pour l‟alésage, or aucune étude n‟a été faite sur des durées aussi courtes. Il est donc difficile d‟évaluer l‟impact de cette différence de conditions aux limites sur les microstructures obtenues. En considérant que plus le temps passé au-dessus de solvus δ est important et plus cette phase est dissoute alors, pour les matériaux de l‟étude, une fraction volumique de phase δ plus importante est attendue dans la partie dent que dans la partie alésage. Cela engendrerait donc une taille de grains plus grande dans l‟alésage, car le temps de maintien à une température supérieure à celle du solvus est plus long. Cet effet va dans le même sens que celui de la température maximale, il est donc difficile de décorréler ces deux paramètres. En effet en augmentant la température maximale, le temps au-dessus du solvus de la phase δ est forcément augmenté.
DESCRIPTION DES CARACTÉRISTIQUES SOUHAITÉES SUR LES LOPINS
L‟objectif de ce travail concerne la compréhension des différences de comportement observées entre la dent et l‟alésage du disque, et plus précisément les corrélations entre conditions de forgeage, évolutions microstructurales et comportements mécaniques observées notamment en fatigue. Pour mener à bien cette étude, nous allons chercher à reproduire sur différents lots de lopins des microstructures homogènes équivalentes à celles observées dans chacune des zones du disque, soit un lot représentatif de l‟alésage et soit un autre de la dent. Les lopins ayant une géométrie très simplifiée au regard de la géométrie d‟un disque, les conditions de forgeage de chacun des lots seront mieux maîtrisées. La géométrie initiale et finale du lopin a été fixée par Snecma pour des raisons de capacité de la presse mise à disposition. De plus, il a été choisi de fixer un taux de déformation identique pour tous les lopins afin de focaliser l‟étude sur les cycles thermiques subis. Une fois les gammes déterminées pour ces deux lopins, deux autres gammes de forgeage seront définies en cherchant à exacerber les paramètres de forgeage afin de définir des microstructures « extrêmes ». L‟effet du pic thermique pendant le forgeage sera étudié. Pour cela, deux techniques vont être mises en place : on forgera un lopin identique à celui représentatif de la dent avec toutefois une modification de la vitesse de forgeage afin d‟obtenir un maximum de température et un temps de maintien au-delà de Tδ plus importants. Enfin on forgera un lopin avec les paramètres représentatif de l‟alésage mais en deux passes afin de minimiser le pic à haute température et donc de minimiser le temps passé à une température supérieure à Tδ.
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Table des matières
1. Introduction
1.1. Contexte global
1.1. Problématique de l‟étude
1.2. Plan de la thèse
2. Présentation de l‟alliage : Inconel 718
2.1. Historique
2.2. Composition et phases
2.2.1. Matrice austénitique
2.2.2. Précipités γ‟
2.2.3. Précipités γ‟‟
2.2.4. Phase δ
2.2.5. Les phases indésirables : phases topologiquement compactes
2.2.6. Carbures et carbonitrures
2.2.7. Les éléments à l‟état de trace
2.3. Élaboration de l‟alliage
2.4. Forgeage
2.4.1. Effet de la déformation
2.4.2. Effet de l‟évolution de la température lors du forgeage sur la microstructure
2.4.2.1. Effet de la température maximale atteinte lors du forgeage
2.4.2.2. Effet du maintien à haute température
2.4.2.3. Effet de la vitesse de refroidissement sur la microstructure
2.5. Traitement thermique
2.6. Comportement en traction
2.7. Propriétés mécaniques de l‟Inconel 718 DA en fatigue
2.7.1. Comportement
2.7.2. Durée de vie
2.7.2.1. Effet de la microstructure sur la durée de vie
2.7.2.2. Durée de vie et mécanismes d‟amorçage
2.7.3. Les différents mécanismes d‟amorçage
2.7.3.1. Amorçage en stade I
2.7.3.2. Amorçage sur particules surfaciques
2.7.3.3. Amorçage sur facettes cristallographique en sub-surface
2.7.4. Vitesses et mécanismes de propagation
2.8. Conclusions
3. Influence du procédé de forgeage sur la microstructure de l‟Inconel 718 DA – Étude par simulation sur Forge2®
3.1. Présentation de l‟outil de simulation : Forge 2® [Farag, 2008]
3.2. Étude des gammes de forgeage du disque de turbine
3.2.1. Impact des paramètres de forgeage sur les propriétés microstructurales et mécaniques de la pièce
3.2.2. Étude des cycles thermiques vu par chaque zone du disque (dent et alésage)
3.2.2.1. Effet de la température maximale atteinte lors du forgeage
3.2.2.2. Effet du temps de maintien à une température supérieure à la température du solvus de la phase δ
3.2.2.3. Effet de la vitesse de refroidissement
3.3. Modélisation des gammes de forgeage des lopins à l‟aide de Forge2®
3.3.1. Définition des gammes de forgeage des différents lopins
3.3.1.1. Description des caractéristiques souhaitées sur les lopins
3.3.1.2. Gammes de forgeage proposées pour les lopins
3.3.2. Validation des gammes de forgeage établies par simulation
3.3.2.1. Validation de la gamme de forgeage correspondant à la dent
3.3.2.2. Validation de la gamme de forgeage correspondant à une pièce fine extrême
3.3.2.3. Validation de la gamme de forgeage correspondant à la dent modifiée
3.3.2.4. Validation de la gamme de forgeage correspondant aux lopins représentatifs de la partie alésage du disque et d‟une zone « épaisse extrême »
3.4. Conclusions
4. Caractérisation microstructurale des matériaux du disque étudié
4.1. Distribution de taille de grains
4.1.1. Étude de la taille de grain moyenne au sein du disque
4.1.2. Étude de la distribution de la taille de grains dans les deux zones d‟intérêts : Alésage et Dent
4.2. Distribution des différentes phases
4.2.1. Phases δ
4.2.2. Phase γ‟ et γ‟‟
4.2.3. Étude des domaines de précipitation de chaque phase
4.3. Taille et Distribution des particules
4.3.1. Nitrures
4.3.2. Carbures
4.4. Analyses microstructurales des lopins forgés
4.5. Conclusions
5. Propriétés mécaniques en fatigue
5.1. Durée de vie des matériaux issus du disque
5.1.1. Comparaison entre les deux zones du disque : la dent et l‟alésage
5.1.2. Durée de vie des lopins expérimentaux
5.1.3. Effet de la réponse mécanique sur la durée de vie
5.2. Étude des faciès de rupture des différents échantillons testés
5.2.1. Amorçage cristallographique sur les plus gros grains
5.2.2. Amorçage sur particule interne
5.3. Discussion sur l‟absence d‟observation d‟amorçage surfacique
5.3.1. Amorçage sur grains surfaciques
5.3.2. Amorçage sur particules surfaciques
5.4. Etude statistique de la durée de vie
5.4.1. Confrontation à la base de données Snecma : relation mécanisme/durée de vie
5.4.2. Discussion par rapport aux résultats de la littérature
5.5. Conclusions
6. Relation entre microstructure et comportement mécanique
6.1. Description du mécanisme d‟endommagement des matériaux à petits grains homogènes (amorçage sur particules)
6.1.1. Amorçages sur nitrures internes et formations d‟un fish-eye
6.1.1.1. Nitrures
6.1.1.2. Micro-propagation cristallographique sous vide (« fish eye »)
6.1.1.3. Propagation en stade II (sous air/ sous vide)
6.2. Description du mécanisme d‟endommagement des matériaux à tailles de grains plus hétérogènes (amorçage sur grains)
6.2.1. Amorçages sur grains sub-surfaciques
6.2.2. Grains cassés dans la zone de propagation en stade II et dans la zone de rupture ductile
6.2.3. Rôle des joints Σ3
6.2.4. Mécanisme de rupture des joints Σ3
6.3. Conclusions
7. Conclusions et perspectives : Retour au forgeage, Relation entre forgeage – microstructure – comportement en fatigue
8. Bibliographie
9. ANNEXES
9.1. Présentation du logiciel Forge2®
9.1.1. Architecture du logiciel
9.1.2. Fonctionnement du logiciel
9.1.2.1. Paramètres de simulation
9.1.2.2. Déroulement du calcul de forgeage
9.1.2.3. Détails de paramètres d‟entrée et de sortie du logiciel
9.1.3. Définitions des paramètres fournis par le post-processeur métallurgique (PPM) Snecma [Farag, 2008]
9.2. Gamme de forgeage du disque de turbine HP
9.3. Etude paramétrique par simulation numérique à l‟aide de FORGE2®
9.3.1. Effet de la température des outils
9.3.2. Effet de la température de chauffage de la pièce sur les cycles de température
9.3.3. Effet de la vitesse de déformation sur les cycles de température
9.3.4. Effet du nombre de chaudes
9.3.5. Effet du mode de refroidissement
9.4. Caractérisation microstructurale
9.4.1. Distribution de taille de grains
9.4.1.1. Méthode utilisée par Snecma – norme ASTM
9.4.1.2. Analyse EBSD
9.4.2. Distribution de la phase δ et des carbures
9.4.3. Distribution de phases durcissantes et études des dislocations (analyse MET)
9.4.4. Analyse ATD
9.4.5. Distribution de particules
9.4.5.1. Technique de Laminographie/Tomographie
9.4.5.2. Traitement des données de laminographie/tomographie par analyse d‟image
9.5. Caractérisation mécanique
9.5.1. Essais de traction
9.5.2. Essais de fatigue
9.5.2.1. Protocole des essais de durée de vie
9.5.2.1. Protocole des essais METCUT
9.5.3. Bilan des résultats de fatigue réalisés au CdM sur les différentes éprouvettes
9.5.4. Micrographie des faciès de rupture
9.5.4.1. Dent du disque
9.5.4.2. Alésage du disque
9.5.4.3. Lopins type « dent »
9.5.4.4. Lopins type « dent extrême »
9.5.4.5. Lopins type « dent modifiée »
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