Rapport Bibliographique Soudage Multi Passe Final

ÉTUDE BIBLIOGRAPHIQUE

08Otoño

ARTURO JIMENEZ ARELLANO (AMASE)

Dominique DALOZ

Julien ZOLLINGER

SOLIDIFICATION DES ACIERS INOXYDABLES:APPLICATION AU SOUDAGE DE L’ACIER 316-L

2

3

SOMMAIRE

1. INTRODUCTION 5

2. SOLIDIFICATION DES ACIERS INOXYDABLES ET APPLICATION A L’ACIER 316 L 7

2.1. MODE DE SOLIDIFICATION DES ACIERS INOXYDABLES. 72.2. L’ACIER 316L. 92.3. INFLUENCE DE LA COMPOSITION SUR LE TYPE DE SOLIDIFICATION. 102.4. INFLUENCE DES CONDITIONS DE CROISSANCE. 12

3. SOLIDIFICATION RAPIDE 14

3.1. MODÈLES DE SOLIDIFICATION RAPIDE 143.2. SOLIDIFICATION RAPIDE DES ACIERS INOXYDABLES. 16

4. SOUDAGE 19

4.1 SOUDAGE MONOPASSE 204.1.1. DIAGRAMME DE SUUTALA 204.1.2. DIAGRAMMES DE CONSTITUTION 214.1.3 SYNTHÈSE 234.2. SOUDAGE MULTI-PASSES 234.2.1. INFLUENCES DES CYCLES THERMIQUES 244.2.2. INFLUENCE DE LA VITESSE DE REFROIDISSEMENT SUR LA STRUCTURE MÉTALLURGIQUE FINAL 244.2.3 SOUDAGE MULTI-PASSES DES ACIERS INOXYDABLES AUSTÉNITIQUE : LE CODE MINA. 25

6. CONCLUSION 27

7. BIBLIOGRAPHIE 28

ANNEXE 29

4

51. INTRODUCTION

1. INTRODUCTION

Le circuit primaire des réacteurs d’eau pressurisée comprend une série de composants

reliés par des tuyauteries supportant une circulation d’eau à très haute température et haute

pression. Du fait de leur très bonne résistance à la corrosion, de leur résistance mécanique

élevée à haute température et de leur bonne soudabilité les aciers inoxydables, tels que le 316-

L sont très répandus pour ces applications. Compte tenu des épaisseurs des structures à

assembler, les jonction sont réalisées par un procédé de soudage multi-passes. L’intégrité de

ces joints soudés est primordiale et doit être vérifiée après l’opération de soudage et pendant

le service. A cet égard on réalise actuellement la détection de défauts par contrôle

radiographique. Cependant, cette méthode ne permet pas leurs caractérisations en termes de

positionnement et dimensionnement.

Autre technique d’essai non destructif, l’inspection par ultrason est peu employée en

soudures multi-passes, à cause de la difficulté pour interpréter le faisceau ultrasonore dans un

matériau anisotrope, hétérogène et aux grains grossiers.

Une meilleure connaissance de la propagation des ondes ultrasonores en liaison avec

la microstructure est nécessaire afin d’améliorer la performance du contrôle par ultrason. Pour

cette raison, le code MINA a été développé : il permet de modéliser l’orientation de grains à

partir des conditions de solidification et autres paramètres procédés. Cependant la

performance du modèle est limitée en raison de l’insuffisance de connaissance sur les

mécanismes de solidification et leurs effets sur la microstructure en soudage multi-passes.

Le but de ce rapport bibliographique est de réunir les bases associées à la solidification

des aciers inoxydables austénitiques, plus précisément le AISI 316-L, dans des conditions de

soudage. Ces bases serviront de point de départ pour l’analyse de la solidification de soudures

multi-passes.

Dans la première partie, nous exposons les modes de solidification des aciers

inoxydables en solidification lente dite conventionnelle. Nous décrivons ensuite les

caractéristiques de l’acier AISI 316-L et les paramètres déterminant la microstructure de

solidification.

6

Dans la deuxième partie, nous abordons la solidification rapide. Nous présentons

l’effet des hautes vitesses de croissance sur la sélection de phases, la morphologie de

solidification, le mode de solidification, les transformations à l’état solide et la microstructure

finale.

La troisième partie se focalise sur le soudage. Nous traitons la fissuration à chaud et

les paramètres qui favorisent son apparition. Nous abordons les diagrammes servant à prédire

la fissuration en fonction de la composition chimique et de la teneur en ferrite. Enfin, nous

évoquons les dissemblances existantes entre le soudage mono et multi-passes et leurs

conséquences sur la microstructure de la soudure. Nous décrivons enfin le modèle MINA

pour l’application au soudage multi-passes en aciers inoxydables.

72. SOLIDIFICATION DES ACIERS INOXYDABLES ET APPLICATION A L’ACIER 316 L

2. SOLIDIFICATION DES ACIERS INOXYDABLES ET

APPLICATION A L’ACIER 316 L

2.1. Mode de solidification des aciers inoxydables.

Les aciers inoxydables du type 316 L possèdent à température ambiante une structure

austénitique ; néanmoins, lors du refroidissement à partir de l’état liquide, ces alliages

peuvent avoir une phase primaire de solidification ferritique δ ou austénitique γ en fonction

de leur composition chimique. Le tableau 1 indique pour chacune des structures cristallines

les éléments d’additions stabilisant ces phases. Le chrome et le nickel, éléments commun à

tous les aciers inoxydables, stabilisent respectivement la ferrite et l’austénite.

Tableau 1 : Structure cristalline de la ferrite δ et de l’austénite (γ) et principaux éléments d’additions

stabilisant l’une ou l’autre des phases [1].

Ferrite δ Austénite γ

Système cristallin CC (BCC) CFC (FCC)

Eléments stabilisants Cr, Si, Mo, Ti, Nb, Al, V Ni, Mn, C, N, Cu, Co

Quatre types de solidification sont possibles pour les aciers inoxydables. Ils sont

détaillés dans le tableau 2 et schématisés sur la figure 1 : solidification austénitique (A) et

austénito-ferritique (AF) (l’austénite est la phase primaire) ; solidification ferrito-austénitique

(FA) et ferritique (F) (la ferrite est la phase primaire).

Suite à la solidification, des transformations à l’état solide peuvent avoir lieu lors du

refroidissement jusqu’à température ambiante, en particulier dans les aciers présentant une

solidification ferritique. Les microstructures finales obtenues pour les différents modes de

solidification sont précisées en annexe du manuscrit.

8

Tableau 2 : Phase primaire, réactions et microstructure finale [1].

Phase

primaire

Modes de

solidificationRéactions Microstructure

γ

A L → L + γ → γ 100 % austénite

AFL → L + γ → L + γ + (γ + δ)*eut →

γ + δeut

Ferrite δ eutectique à la frontière

des structures cellulaires et

dendritiques.

δ

FAL → L + δ → L + δ + (δ + γ) per/eut

→ δ + γ

Ferrite squelettique et/ou lattes

de ferrite issues de la

transformation δ → γ

F L → L + δ → δ → δ + γ

Ferrite aciculaire δ ou matrice

ferritique avec de l’austénite

Widmanstätten aux joints de

grains.

*eut = eutectique ; per = peritectique

92. SOLIDIFICATION DES ACIERS INOXYDABLES ET APPLICATION A L’ACIER 316 L

Figure 1 : Représentation schématique des modes de solidification et transformation dans l’intervalle

de solidification des morphologies possibles de la ferrite (eutectique, vermiculaire, en lattes) dans les

soudures des aciers inoxydables austénitiques [2].

2.2. L’acier 316L.

Les aciers inoxydables austénitiques sont formulés et mis en oeuvre thermo

mécaniquement afin d’avoir principalement une microstructure austénitique. En fonction des

éléments α-gènes (Cr, Mo et Nb) et γ-gènes (Ni, C, N et Cu) la microstructure sera

complètement austénitique ou un mélange d’austénite et de ferrite.

Nous nous intéressons à l’acier 316 L dont la composition chimique d’après la norme

ASTM A 269-04, est donnée tableau 3. L’acier AISI 316-L est un acier à basse teneur en

carbone, cette caractéristique lui confère une bonne résistance à la corrosion. L’ajout de

molybdène le rend plus résistant à la corrosion par piqûre. Sa soudabilité est considéré comme

bonne, sa conductivité thermique, λ, est basse. En revanche, son coefficient de dilatation, α,

est élevé par rapport aux autres aciers, ce qui le rend sensible à la fissuration à chaud. Sa

température maximale de fonctionnement est de 750 ºC – 900ºC.

Tableau 3 : Composition chimique de l’acier AISI 316-L (en pourcentages massiques) [3].

Les températures de liquidus, de solidus à l’équilibre (EQ), de solidus (Scheil), ainsi

que la fraction de ferrite δ primaire ont été calculées avec TermoCalcTM (tableau 4). D’après la

bibliographie la température de liquidus est située dans l’intervalle 1375ºC-1400ºC.

Tableau 4 : Températures de liquidus, de solidus (EQ et Scheil) et fraction de δ primaire.

TLTS (EQ)TS (Scheil)Fraction de δ

primaireMin*1470145214280.65Max**1438142814040.10*Min correspond à 16 % Cr, 10

% Ni et 2 %Mo. **Max correspond à 18% Cr, 15 %Ni et 3% Mo.

Selon la teneur en Ni (intervalle de composition plus large que le Cr, Mo), on calcule

par ailleurs que la variation de ferrite primaire peut varier de 65 % à 10 %.

10

Il est commun d’exprimer la composition chimique en fonction de teneur en chrome et

nickel équivalentes, notées Creq et Nieq, et de leur rapport Creq/Nieq. Les coefficients utilisés

pour le calcul de Creq et de Nieq peuvent différer selon les auteurs, les plus couramment

utilisées sont ceux de [2] :

Eq. 1

Eq. 2

Les valeurs du Creq, Nieq, Creq/Nieq correspondantes à l’acier 316-L, calculées à partir

des compositions chimiques présentées dans le tableau 3, sont données dans le tableau 5.

Tableau 5 : Nieq et Creq et Creq/Nieq dans la gamme de composition de l’acier 316L.

MoyenMinimal

13,72511,225NieqMaximal

19,518Creq16,225

21Creq/Nieq1,291,421,6

2.3. Influence de la composition sur le type de solidification.

La solidification et les transformations des aciers inoxydables peuvent être décrites en

utilisant des coupes isoplèthes du diagramme de phase Fe-Ni-Cr. La figure 2 représente une

coupe à pourcentage de fer constant (70 % massique) où l’abscisse représente le rapport

Creq/Nieq et l’ordonnée la température. D’après cette figure, on peut voir que le type de

solidification dépend directement du rapport Creq/Nieq. Les travaux de Ferrandini et coll. [4] et

Ma. et coll. [5] ont permis de quantifier le lien entre le rapport Creq/Nieq et le mode de

solidification en fonction de la composition chimique (tableau 6). D’après ce tableau, un acier

316L, 1,29 < Creq/Nieq < 1,6, se solidifie suivant un mode AF ou FA.

Figure 2 : Diagramme de phase pseudo-binaire d’un alliage à 70 % en fer (%massique). et modes de

solidification en fonction de la composition chimique [4].

112. SOLIDIFICATION DES ACIERS INOXYDABLES ET APPLICATION A L’ACIER 316 L

Tableau 6 : Relation entre le rapport Creq/Nieq et mode de solidification des aciers inoxydables.

Mode de solidificationCreq/NieqA- Complètement austénitiqueCreq/Nieq < 1,25AF-

Austénitique Ferritique1,25 < Creq/Nieq < 1,48FA- Ferritique Austénitique1,48 < Creq/Nieq <

1,95F-Ferritique1,95 < Creq/Nieq

Sur la figure 2, on observe que les alliages qui ont une solidification austénitique, ne

subissent pas de transformations à l’état solide. Par contre, les alliages se solidifiant avec la

ferrite comme phase primaire peuvent avoir deux types de microstructures à température

ambiante : une microstructure complètement ferritique ou une microstructure composée de

ferrite et d’austénite. Etant donné les pentes des solvus de δ et de γ, toute ou la plupart de la

ferrite se transforme en austénite en conditions d’équilibre. Pour les conditions de vitesse de

refroidissement rapides comme dans le cas du soudage, cette transformation est supprimée et

de la ferrite peut rester dans la microstructure.

2.4. Influence des conditions de croissance.

Pour un alliage donné, la formation des microstructures lors de la solidification est

principalement déterminée par le gradient de température G et la vitesse de solidification V.

Ces deux paramètres déterminent la structure de grains (équiaxes ou colonnaires) et la

microstructure de croissance (front plan, cellulaire ou dendritique) ; leurs effets peuvent être

appréciés sur la figure 3 : de faibles vitesses de solidification et des gradients thermiques

élevés favorisent une structure de grain colonnaires alors que des vitesses élevées associées à

des gradients thermiques faibles favorisent une structure équiaxe.

Figure 3 : Représentation schématique de l’influence du gradient thermique et de la vitesse de

solidification sur la formation des structures de solidification [2]. Le ratio G/V détermine la

microstructure et le produit GV détermine sa finesse.

Il est fréquent qu’au cours de la solidification se produise une transition colonnaire –

équiaxe. Hunt, puis Gaümann et coll. établit des modèles capables de prédire de manière

satisfaisante cette transition [6]. Les paramètres qui influent sur la transition sont le nombre

12

de germes N0, la surfusion de germination Tn et la surfusion chimique en avant du front de

solidification Tc.

Le type de microstructure (front plan, cellulaire ou dendritique) va dépendre des

conditions de croissance. Pour un gradient donné, cellules et dendrites peuvent croître dans

une gamme de vitesses comprises entre la vitesse critique de surfusion constitutionnelle V c et

la limite de stabilité absolue Vabs. Au-delà de ces vitesses, la croissance se fera en front plan.

Entre ces vitesses, la température de l’interface solide-liquide des morphologies cellulaires et

dendritiques sera presque toujours inférieure à la température de liquidus ; on parle de

surfusion de croissance. La surfusion de croissance est la somme de plusieurs contributions :

(i) la surfusion chimique, (ii) la surfusion de courbure :

Eq. 3

Ces phénomènes prennent toute leur importance lorsque deux phases sont en

compétition, comme l’austénite et la ferrite dans le cas des aciers inoxydables. En effet, si la

germination n’est pas une étape limitante pour la sélection de phase, la microstructure

sélectionnée est celle qui croît à la température d’interface maximale. La figure 4 illustre ce

propos : dans le cas d’un alliage Fe-4,25Ni (at.%), la ferrite est la phase la plus stable

thermodynamiquement (figure 4(a)), néanmoins il existe une gamme de vitesses de

solidification pour lesquels l’austénite sera la phase ayant la température d’interface la plus

élevée et donc sera la phase qui se solidifiera.

Figure 4 : (a) Partie du diagramme Fe-Ni autour du palier péritectique avec les

extensions métastables du solidus et du liquidus, et (b) températures de l’interface

calculées pour les phases et pour un alliage Fe-4,25Ni (at.%) avec G= 12 K/mm,

d’après [7].

Bobadilla et coll. ont étudié une large gamme d’aciers inoxydables Fe-Cr-Ni et ont

montré l’importance de ces phénomènes sur la sélection de la phase primaire, en particulier

pour des compositions proches de celle de l’acier 316L [8].

3. SOLIDIFICATION RAPIDE

133. SOLIDIFICATION RAPIDE

3.1. Modèles de solidification rapide

Dans les procédés de solidification conventionnels (fonderie, solidification dirigée,

coulée, etc.), les gradients thermiques et les vitesses de solidification conduisent à des vitesses

de refroidissement de l’ordre de 1 à 10 K/s. Dans des procédés comme le soudage, les vitesses

de chauffage et de refroidissement peuvent atteindre 106 K/s (voir figure 5) : les théories de la

solidification conventionnelle présentées dans le paragraphe précédent ne s’appliquent plus

forcément. Dans ce paragraphe, nous allons présenter les paramètres à prendre en compte et

ceux à négliger lors de la solidification rapide par rapport à la solidification conventionnelle.

Figure 5 : Diagramme G/V pour différents procédés de solidification. Le produit GV évoque aussi

une notion de vitesse de refroidissement, plus on monte en gradient de température et/ou en vitesse de

solidification plus la vitesse de refroidissement est élevée [9].

En ce qui concerne la structure de grain, les modèles prédisant la transition

colonnaire-équiaxe sont simplifiés ; étant donné les vitesses de refroidissement

considérées la surfusion de germination Tn est habituellement négligée [6].

L’estimation de la surfusion de croissance doit prendre en compte un terme

supplémentaire : la surfusion d’attachement cinétique, notée Tk. Elle représente la force

motrice nécessaire pour déplacer une interface à la vitesse V. Tk est négligeable dans des

conditions de solidification conventionnelle, mais devient significative pour des vitesses de

solidification supérieures à 1 m/s [10]. La surfusion de croissance s’écrit alors :

Eq. 4

Il est également nécessaire de prendre en compte les effets liés au piégeage de soluté :

à des vitesses de croissance supérieures à 0,1 m/s, l’équilibre thermodynamique local à

l’interface solide/liquide n’est plus vérifié. La diffusion de soluté est trop lente par rapport à la

vitesse de croissance. Ainsi, le coefficient de partage à l’interface solide/liquide, kv, s’écarte

de la valeur d’équilibre, k (rapport entre les compositions du solide et du liquide), donné par

le diagramme d’équilibre de phases. Cet effet peut être apprécié sur la figure 6(a) ; on observe

14

que le coefficient de partage à l’équilibre k=0,2 reste constant jusqu’à des vitesses de

solidification de l’ordre du cm/s, et tend vers l’unité quand la vitesse augmente. Cet effet de

piégeage de soluté se traduit également sur les pentes de liquidus et de solidus ; il devient

nécessaire de considérer un diagramme de phase cinétique, et non plus un diagramme de

phase d’équilibre. La figure 6(b) montre cet effet sur le diagramme de phase du système

Ni-Cu [10].

(a)

Figure 6 : (a) Evolution de la valeur du coefficient de partage cinétique, kv en fonction de la vitesse de

solidification [9], et (b) Diagramme de phases cinétique d’un alliage Ni-Cu à trois vitesses différentes.

Les lignes en pointillé sont les courbes de liquidus et les lignes sont les courbes du solidus [11].

(b)

Enfin, dans le cas d’une croissance dendritique colonnaire, la vitesse de croissance

peut avoir une influence sur l’orientation cristallographique des grains. Comme le montre la

figure 7(a) dans le cas du soudage, la croissance est d’abord épitaxique ; il s’en suit une

compétition de croissance qui dépend de l’orientation des grains de l’alliage de base. En

général, la croissance colonnaire se fait suivant la direction [001] dans les matériaux ayant

une structure cubique comme l’austénite γ [12]. Cependant, pour des vitesses élevées, il peut

y avoir un changement de direction de croissance comme le montre la figure 7(b) [9].

(a)

Figure 7 : (a) Croissance épitaxique et sélective. L’orientation de croissance est fixée par le substrat,

dans les aciers inoxydables austénitiques la direction de croissance est [100] [12].

(b) Sélection de l’orientation de croissance d’un grain dendritique [9].

(b)

3.2. Solidification rapide des aciers inoxydables.

153. SOLIDIFICATION RAPIDE

La majorité des aciers présente un palier péritectique (Fe-C, Fe-Ni, Fe-Cr-Ni) auquel

est associé une compétition de croissance entre la ferrite et l’austénite. Il est souvent considéré

qu‘une transition entre solidification ferritique et solidification austénitique a lieu quand la

vitesse de solidification augmente. Comme le montre la figure 8 qui étend les résultats

présentés dans la figure 4 aux vitesses de solidification élevées pour un alliage Fe-4,25Ni (at.

%), l’austénite est la phase qui croit aux plus faibles vitesses (< 5.10-5 m/s), et aux vitesses

intermédiaires (3.10-4 < V < 2 m/s). La ferrite va croitre entre ces valeurs et pour des vitesses

de solidification supérieures à 2 m/s.

Figure 8 : Sélection de phases pendant la croissance d’un alliage Fe- 4,5 %at. Ni sous un gradient

thermique de 15K/mm. La température de l’interface des phases δ et γ en fonction de la vitesse de

solidification est indiquée. P = front plant, C = cellulaire, D = dendritique [9].

Dans des conditions de solidification rapide, Elmer et coll. ont étudié les

microstructures des modes de solidification pour différents aciers inoxydables [13]. Leurs

résultats sont synthétisés dans le tableau 7. On observe que les microstructures obtenues sont

toutes affectées par les conditions de solidification rapide et de refroidissement élevées, en

comparaison du tableau 2. On note notamment l’apparition d’un nouveau mode de

solidification : la solidification eutectique L → + .

Tableau 7 : Mode de solidification, séquence de solidification, transformation à l’état solide et

morphologie finale pour les alliages Fe-Ni-Cr dans des conditions de solidification rapide.

T

r

a

Mode de solidification

16

n

s

f

o

r

m

a

t

i

o

n

à

l

’

é

t

a

t

s

o

l

i

d

e

M

o

r

p

h

o

l

173. SOLIDIFICATION RAPIDE

o

g

i

e

ASéquence de

solidification

L(L + AP)A Aucune Cellulaire dendritique

Cellulaire A

FE

AT

Interdendritique F

I

n

t

e

r

c

e

l

l

u

l

a

i

r

e

AF

18

F

F

E

A

T

E

u

t

e

c

t

i

q

u

e

L

(

L

+

A

P

)

(

L

+

A

p

+

F

E

)

E

193. SOLIDIFICATION RAPIDE

(

A

P

+

F

E

)

Fp

AT

Intercellulaire AL(L + FE

+ AE

)(FE

+ AE

)

V

FA

20

e

r

m

i

c

u

l

a

i

r

e

F

B

l

o

q

u

e

A

Widmastätten AFP

Aw

L

(

L

+

F

213. SOLIDIFICATION RAPIDE

F

P

)

(

L

+

F

P

+

A

E

)

(

F

P

+

A

E

)

M

a

s

s

i

q

u

e

A

C

e

l

l

u

l

a

i

r

e

F

F

22

P

A

M

A

u

c

u

n

e

L(L + FP )FP

234. SOUDAGE

4. SOUDAGE

Le soudage est une technique qui implique plusieurs phénomènes physiques et

thermochimiques lesquels interfèrent les uns avec les autres. Etant donné les températures

atteintes, les vitesses de chauffage et de refroidissement, la fusion et la solidification ont lieu

dans des conditions hors-équilibre. En soudage les valeurs typiques de gradient thermique G

sont d’environ 105 K/m, et la vitesse de croissance est dans l’intervalle de 10 -3-10-1 m/s [9]. En

conséquence, le produit G.V prend des valeurs comprises entre 100 K/s et 10000 K/s. La

figure 9 montre les conditions typiques pendant le soudage en termes de gradient thermiques,

vitesses de solidification et vitesses de refroidissement.

Figure 9 : Conditions typiques de solidification en soudage le long de l’interface liquide – solide où z

est la distance à partir du fond du bain fondu [9].

Dans ce paragraphe, nous abordons les connaissances relatives à la formation des

microstructures lors du soudage mono- et multi-passes dans le cas des aciers inoxydables, et

ses conséquences sur la qualité métallurgique des soudures. Nous terminerons cette partie par

la présentation des outils de caractérisation plus spécifiques au soudage multi-passes des

aciers inoxydables, en particulier le contrôle par ultrason et sa modélisation à l’aide du code

MINA.

4.1 Soudage monopasse

Malgré le fait que les aciers inoxydables austénitiques aient une bonne soudabilité, les

structures soudées peuvent présenter des défauts nuisibles aux propriétés d’emploi. Les

défauts les plus rencontrés dans les aciers austénitiques sont la fissuration à chaud et la

24

corrosion, en particulier la corrosion en lame de couteau (knife-line attack). Dans le cas de

l’acier 316 L, il n’y a pas de problèmes de corrosion. Malgré tout, la fissuration à chaud peut

être présente dans ce type d’acier à cause de son coefficient de dilatation élevé et des

paramètres du procédé.

La fissuration à chaud est un défaut qui apparaît dans les derniers instants de la

solidification, à cause des contractions thermiques et du retrait associé à la solidification du

liquide interdendritique. Cette contraction entraine des contraintes : le matériau fissure le long

des joints de grains [12].

On peut classer les causes de fissuration à chaud en causes métallurgiques et en causes

mécaniques. Les causes associées à la solidification sont l’effet de l’intervalle de

solidification, la quantité et la distribution du liquide dans la dernière étape de solidification,

la phase primaire de solidification (mode de solidification). Tous les facteurs sont directement

ou indirectement liés à la composition chimique de l’alliage. Le risque de fissuration à chaud

est d’autant plus grand que :

- l’intervalle de solidification est grand,

- le coefficient de partage entre les phases solide et liquide, k, est loin de l’unité

- la fraction de ferrite primaire est faible.

Les principales études liées au soudage des aciers inoxydable concernent la prédiction

de la fissuration à chaud en fonction de la composition, principalement et des teneurs en

impuretés (phosphore, souffre, bore). Elles sont détaillées dans la suite de ce paragraphe.

4.1.1. Diagramme de Suutala

Ce type de diagramme a été développé pour prédire la susceptibilité à la fissuration à

chaud en fonction de la composition chimique des aciers inoxydables austénitiques. La figure

10(a) montre le diagramme de Suutala, et l’importance de la composition chimique

( Creq/Nieq) et du pourcentage de P et S, sur la susceptibilité à la fissuration. La fissuration à

chaud peut donc être reliée aux modes de solidification. En comparant les rapports Cr eq/Nieq,

on observe que ceux qui se solidifient en mode A ou AF sont plus susceptibles à la fissuration

254. SOUDAGE

que ceux qui se solidifient en FA [1]. On note aussi qu’à teneurs basse en P et S la

susceptibilité à la fissuration est réduite.

D’après le diagramme de Suutala, l’acier 316-L est susceptible ou non à la fissuration

en fonction de sa composition. La figure 10(b) montre l’effet de la vitesse de refroidissement :

le soudage laser, qui conduit à des vitesses de refroidissement plus élevées, conduit à une

sensibilité à la fissuration à chaud plus importante.

(a)

Figure 10 : (a) Diagramme de Suutula, entre lignes noires l’intervalle de composition du

316-L, et (b) effet de la vitesse de solidification.(b)

4.1.2. Diagrammes de constitution

Il s’agit des diagrammes qui prédisent la microstructure finale du joint soudé à partir

de la composition chimique. En ordre chronologique, les diagrammes de Schaeffler (1949),

DeLong (1974) et le modèle WRC (Welding Research Council) ont été développés. Nous

nous focaliserons sur le modèle WRC en raison de sa précision et fiabilité supérieur pour la

prédiction du Ferrite Number (FN).

Les diagrammes relient la teneur en ferrite δ et la composition du métal fondu pour les

aciers inoxydables. La composition chimique est exprimée en fonction du Nieq et Creq. D’autre

part, la teneur en ferrite est mesurée en ferrite number (FN) pour les diagrammes DeLong et

WRC, FN étant basé sur des mesures magnétiques précises.

Le modèle WRC-1992 permet de prédire la teneur de ferrite δ, le mode de

solidification et la susceptibilité à la fissure. La figure 11 montre le diagramme WRC-1992

avec la gamme de composition d’un acier 316L.

Figure 11 : Diagramme WRC. L’intervalle de Creq et Nieq pour un acier 316L est indiqué.

26

D’après ce diagramme, dans des conditions de soudage (solidification rapide) un acier

316-L peut se solidifier suivant les 4 modes de solidification possibles en fonction de sa

composition.

L’utilisation de diagrammes de Schaeffler, DeLong ou WRC pour prédire la teneur en

ferrite δ à partir de la composition chimique n’est pas complètement fiable. En effet le mode

de solidification et la vitesse de refroidissement après la solidification peuvent affecter la

teneur de ferrite δ [2].

4.1.3 Synthèse

Sous l’effet des conditions de solidification rapide, les prédictions des diagrammes

(Suutala ou WRC) peuvent devenir inexactes, du fait qu’ils ne prennent en compte que la

composition de l’alliage, alors que nous avons montré l’importance de la cinétique sur la

sélection de phase dans les paragraphes précédents. Sous conditions de solidification rapide,

la surfusion à la pointe de la dendrite accroît la stabilité de l’austénite face à la ferrite δ

comme phase primaire de solidification, comme le montre la figure 12.

Figure 12 : Effet de la composition et de la vitesse de solidification sur la microstructure

des aciers inoxydables austénitiques. On a marqué l’intervalle approximatif du 316 L [1].

La phase de solidification préférentielle sera celle qui a la température à la pointe de

dendrite la plus élevée à vitesse de croissance et gradient thermique donnés. La tendance à

solidifier en austénite est d’autant plus grande que la vitesse de croissance augmente. Cela est

d’autant plus vrai pour l’acier 316 L : d’après la figure, aux faibles vitesses de croissance, la

solidification suivra les modes AF et FA, alors qu’aux vitesses élevées, la solidification tend à

devenir complètement austénitique.

4.2. Soudage multi-passes

Par rapport au soudage mono-passe, le soudage multi-passes est un procédé qui fait

subir au métal une succession de chauffage et de refroidissements qui ont des conséquences

274. SOUDAGE

métallurgiques. Le degré d’impact sur la microstructure dépend de paramètres tels que l’état

du métal au début du chauffage, la température maximale atteinte et les conditions de

refroidissement. La microstructure (et les propriétés) d’une soudure multi-passes dépend

évidemment du degré de chevauchement entre les dépôts et les couches [14].

4.2.1. Influences des cycles thermiques

Le dépôt de métal est affecté par les cycles thermiques induits par les dépôts des

passes suivantes. Seul le dernier dépôt a la microstructure de solidification primaire, car il

n’est pas affecté par un revenu. Les autres dépôts subissent une élévation de la température.

En fonction du type d’alliage et de la température atteinte, les dépôts peuvent subir: (1) une

transformation allotropique γ/δ ; (2) un ou plusieurs traitements thermiques de revenus.

En fonction de la température maximale atteinte, les processus précédents pourront ou

non avoir lieu. La température maximale à chaque cycle Tmax va dépendre de la distance d

entre le point considéré et les lignes de fusion successives. Tmax et d sont reliés pas la relation

suivante [15] :

Eq. 5

où T0 est la température initiale du métal au point considéré ; Tf la température de

fusion du métal et K un facteur dépendant des propriétés du métal et de la quantité de chaleur

[15].

4.2.2. Influence de la vitesse de refroidissement sur la structure métallurgique final

La structure métallurgique finale de la zone de soudure (métal fondu et ZAT) est

déterminée principalement par la vitesse de refroidissement depuis la température maximale

atteinte pendant le premier cycle de soudage. Elle détermine la distribution de phases et de

constituants dans la microstructure à travers les transformations contrôlées par diffusion [2]

28

4.2.3 Soudage multi-passes des aciers inoxydables austénitique : le code MINA.

La soudure par soudage multi-passes dépend de plusieurs facteurs tels que : la

géométrie du chanfrein, la technique de soudage, l’ordre de la séquence de passes, etc.

La structure de grains de type colonnaire dans une soudure d’acier inoxydable après

soudage multi-passes présente les propriétés suivantes [16] :

- La structure de grains d’un dépôt n’est pas détruite par la déposition des dépôts

ultérieurs.

- La croissance du grain est parallèle à la direction du flux de chaleur et

gouvernée par un processus épitaxique.

- Les grains colonnaires grandissent à travers les frontières des dépôts. Par

conséquent, les grains sont de taille substantielle et possèdent des orientations

spécifiques.

- L’axe dendritique principal est presque vertical au centre de la soudure et presque

perpendiculaire aux lignes de fusion (et à la frontière supérieure de la soudure).

Actuellement l’assurance de l’intégrité mécanique des tuyauteries des réacteurs d’eau

pressurisée est faite par contrôle radiographique qui permet de détecter les défauts. Obtenir

plus d’information sur ces défauts permettrait de pouvoir prédire l’évolution de la tenue

mécanique en présence de défauts. Pour celà, le contrôle par ultrason semble très intéressant

car il pourrait donner la localisation et la dimension de défauts et ainsi évaluer leur sévérité.

Néanmoins, il est difficile d’interpréter le signal ultrasonore car il est transformé par des

phénomènes de diffusion, d’atténuation, de déviation, et par l’hétérogénéité et l’anisotropie

associés à la structure de grains de la soudure.

Afin de comprendre le comportement du faisceau ultrasonore, des outils de

modélisation ont été développés, tels que le modèle MINA et le code ATHENA.

ATHENA est un code qui simule la propagation d’ultrasons dans un milieu anisotrope

et hétérogène nécessitant de décrire la soudure avec une précision suffisante (texture

cristallographique, propriétés élastiques et hétérogénéité de la soudure). Pour obtenir ces

informations il est nécessaire de réaliser des analyses destructives sur les soudures ou bien de

294. SOUDAGE

modéliser les structures et les défauts : c’est le but du code MINA (Modelling anIsotropy

from Notebook of Arc Welding).

MINA est un modèle qui prédit l’orientation de grains (échelle de la taille de grain)

d’une soudure multi-passes d’un acier inoxydable austénitique. Il calcule la direction locale de

grains à partir de l’information du cahier de soudage, les informations obtenues par des

analyses obtenues par EBSD (Electron Back Scattered Difraction) et Rayons X ainsi que par

la connaissance des mécanismes de croissance cristalline [17,18].

Le modèle définit une géométrie spécifique du joint soudé ainsi que du bain fondu de

chaque couche déposée.

Les principales hypothèses du modèle de solidification sont les suivantes :

1. Croissance épitaxique. On considère que le réchauffement des passes précédentes

n’entraine pas de recristallisation : les grains de la dernière passe auront la même

orientation que les grains issus des précédentes passes.

2. Gradient de température. La direction du gradient change localement à l’intérieure

d’une passe et d’une passe à l’autre. Les grains suivent la direction locale du

gradient de température, i.e. perpendiculaire aux isothermes [17,18].

3. Croissance sélective. Pendant la croissance il y a compétition entre les grains en

train de croître. Les grains qui ont une direction <100> parallèle au flux de

chaleur se développent plus rapidement et empêchent la croissance d’autres

grains.

4. Refusion de passes précédentes. Lorsque l’on fait une passe on suppose que les

passes déjà solidifiés refondent. On prend en compte ce terme avec les

recouvrements latéraux.

5. Absence de bras secondaires dendritiques.

6. Faible nombre de Peclet dans le bain fondu.

D’autres paramètres sont pris en compte mais ne relevant pas directement de l’étape

de solidification. Les prédictions du modèle sont satisfaisantes, mais pourraient être

améliorées en modélisant plus finement l’étape de solidification et en considérant d’autres

techniques de soudage (seul le shielded metal arc welding (SMAW) est traité dans ce

modèle).

30

6. CONCLUSION

Les éléments de base nécessaire à la compréhension de la solidification en soudures

multi-passes d’aciers inoxydables austénitiques, en particulier l’AISI 316-L ont été présentés

en abordant les paramètres gouvernant la solidification de ce type d’aciers, ainsi que les

conséquences inhérentes à un régime de solidification rapide. L’étude du modèle MINA nous

a permis de comprendre les points à développer dans le futur dans le domaine de la

solidification en soudage multi-passes.

En solidification conventionnelle, il ressort que pour l’acier 316-L les modes de

solidification les plus probables sont les modes AF et FA. Les calculs de type Thermo-CalcTM

prédisent que le fraction de ferrite est comprise dans l’intervalle 10 à 65 %. IL est probable

que les conditions de solidification en soudage modifient des prédictions compte tenu des

effets de la solidification rapide sur le coefficient de partage et la surfusion d’attachement.

Les études de solidification rapide établissent que la morphologie de solidification est

déterminée par le ratio G/V et sa finesse par le produit GV. Etant donné, les conditions de

solidification en soudage, la croissance la plus habituelle est la croissance colonnaire

dendritique et épitaxiale. Cependant, pour que la croissance soit colonnaire la relation de Hunt

doit être vérifiée.

D’autre part, grâce à sa teneur en ferrite le 316-L n’est pas fortement susceptible à la

fissuration à chaud. Cependant, les conditions de vitesse de solidification affectant la sélection

de phases ce paramètre pourrait augmenter la susceptibilité à la fissuration à chaud.

Concernant, la solidification dans le soudage multi-passes complexe, on constate que

malgré une information conséquente sur la solidification en soudage monopasse de ce type

d’acier, les connaissances de la solidification dans le domaine du soudage multi-passes sont

très récentes et insuffisantes pour une description adéquate de la genèse des microstructures.

La compréhension des mécanismes de solidification et leur effet sur l’orientation de grains

contribueront à l’optimisation du modèle MINA qui, a son tour, facilitera la compréhension

du comportement des ultrasons.

317. BIBLIOGRAPHIE

7. BIBLIOGRAPHIE

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International, 1997.[15] G. MOURRA, Soudage et soudabilité métallurgique des métaux. Techniques de

l’ingénieur [M715-19].[16] B. Chassignole, R. El Guerjouma, M.-A. Ploix, T. Fouquet, NDT & E International

43 (2010) pp. 273–282.[17] J. Moysan, A. Apfel, G. Corneloup, B. Chassignole, Int. J. Pres. Ves. Pip. 80 (2)

(2003) pp. 77–85.[18] A. Apfel, J. Moysan, G. Corneloup, T. Fouquet, B. Chassignole, Ultrasonics 43 (6)

(2005) pp. 447–456.

32

ANNEXE : Influence du mode solidification sur les

transformations à l’état solide.

Mode A (Figure A.1) : Solidification 100 % austénitique. La structure est

complètement austénitique à la fin de la solidification, elle restera austénitique lors du

refroidissement à température ambiante. Il est fréquent de trouver dans ce mode de

solidification une morphologie intragranulaire de type cellules et dendrites. Cette

morphologie est associée à la ségrégation des éléments d’alliage et des impuretés pendant la

solidification et à la faible diffusivité de ces éléments à hautes températures. Pour cette raison

le profil de ségrégation développé lors de la solidification est conservé.

Figure A.1 : Représentation schématique des modes de solidification où la structure primaire est

l’austénite. Mode A (gauche) et mode AF (droite) [3].

Mode AF (Figure A.1) : Structure primaire austénitique. A la fin de la solidification il

y a formation de ferrite δ eutectique. Ce mode est très commun pour les aciers avec des

teneurs significatives en éléments alphagènes, principalement le Cr et Mo. La ferrite δ

eutectique formée aux joints de grains ou à la frontière de dendrites est très stable et résiste à

la transformation austénitique au cours du refroidissement de la soudure grâce à

l’enrichissement en éléments alphagènes.

Mode FA (Figure A.2) : La phase primaire de solidification est la ferrite δ. À la fin de

la solidification, de l’austénite précipite par réaction péritectique ou eutectique. L’austénite

précipite aux joints de grains de la ferrite δ ou à la frontière des bras dendritiques et/ou des

cellules de ferrite. La figure suivante montre schématiquement la solidification FA avec les 2

morphologies possibles de la ferrite : vermiculaire ou en lattes [3].

Figure A.2 : Mode de solidification FA avec les deux morphologies possibles de la ferrite (a) Ferrite

vermiculaire ; (b) Ferrite en lattes.

33ANNEXE : Influence du mode solidification sur les transformations à l’état solide.

Transformations à l’état solide du mode FA.

A la fin de la solidification, la microstructure se compose de dendrites de ferrite

primaire et d’une couche interdendritique d’austénite.

Lorsque le métal fondu refroidi dans le domaine γ/δ, la ferrite δ devient instable et

l’austénite la consume via une transformation contrôlée par la diffusion. Différentes

morphologies de ferrite existent en fonction du rapport Creq/Nieq et de la vitesse de

refroidissement. Si la vitesse de refroidissement est trop rapide un autre type de

transformation.

Ferrite vermiculaire (squelettique). Quand la vitesse de refroidissement est

modérée et /ou le ratio Creq/Nieq petit la morphologie est du type vermiculaire, ou

squelettique. La ferrite, enrichie en éléments alphagènes, devient stable à

température ambiante.

Ferrite en lattes. Quand la vitesse de refroidissement est élevée et/ou le ratio

Creq/Nieq augmente (en restant dans la gamme de compositions de FA), la ferrite a

une morphologie aciculaire.

Transformation complète de δ à γ. Quand la vitesse de refroidissement est

extrêmement élevée, comme dans les cas du soudage par faisceau laser ou le

soudage par faisceau d’électrons, la transformation complète de ferrite δ à

austénite peut être possible sous l’effet d’une transformation massive sans

diffusion.

Mode F : La transformation amène à une transformation complète de ferrite δ. Ce

mode est très rare pour les aciers inoxydables et plus courant pour les aciers duplex.

Transformations à l’état solide du mode F

Lors du refroidissement du métal fondu au-dessous du solvus δ, l’austénite précipite

normalement aux joints de grains de la ferrite δ. Etant donné que la structure de solidification

est complètement ferritique, la diffusion élimine au cours du refroidissement entre la ligne du

solidus et la ligne du solvus δ la plupart des gradients chimiques résultant de la solidification.

Quand la transformation ferrite/austénite débute, la microstructure est essentiellement

34

composée de grains de ferrite homogènes. Le degré de transformation de ferrite δ en austénite

γ dépend du ratio Creq/Nieq et de la vitesse de refroidissement.

Si le ratio Creq/Nieq est petit et la vitesse faible ou modérée, une grande partie de la

ferrite δ est transformée.

Si la vitesse est très élevée, la microstructure sera presque entièrement austénitique.

Pour des ratios Creq/Nieq élevés la transformation peut se passer à basse température.