Caractérisation, modélisation et maîtrise des porosités créées lors
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Caractérisation, modélisation et maîtrise des porosités créées lors
ECOLE CENTRALE DE LYON THESE POUR OBTENIR LE GRADE DE DOCTEUR DE L'ECOLE CENTRALE DE LYON DISCIPLINE : MATÉRIAUX PRÉSENTÉE ET SOUTENUE PAR AÏCHA HABOUDOU LE 13 JANVIER 2003 Caractérisation, modélisation et maîtrise des porosités créées lors du soudage laser Nd-YAG d'alliages d'aluminium JURY M. F. DAUSINGER M. R. FABBRO M. D. GREVEY M. G. PEIX M. P. PEYRE M. A.B. VANNES RAPPORTEUR EXAMINATEUR RAPPORTEUR EXAMINATEUR EXAMINATEUR EXAMINATEUR Ecole Centrale de Lyor F S I F-, . . «• BIBLIOTHEQUE 36, AVENUE GUY DE COLLONGUE F-69134 ECULLY CEDEX Remerciements Cette thèse a été effectuée au CLFA à Arcueil dans le cadre d'un contrat de formation par la recherche (CFR) du CEA. Je tiens à remercier ici toutes les personnes qui ont contribué au bon déroulement de ce travail. Je remercie tout d'abord J.P.Billon de m'avoir accueillie au CLFA. Mes remerciements vont ensuite tout naturellement à mes 2 co-directeurs de thèse : Bernard Vannes de l'Ecole Centrale de Lyon qui a suivi ce travail avec enthousiasme et m'a fait bénéficier de son expérience des lasers et des matériaux, et Patrice Peyre du CLFA-LALP qui m'a encadrée au quotidien au cours de ces trois années et qui a participé très activement à la réalisation de cette étude. Je remercie également R.Fabbro pour quelques discussions fructueuses sur la physique du procédé de soudage laser, et sa présence en tant que président dans le jury de thèse. F.Dausinger de NFSW-Stuttgart et D.Grevey de l'IUT du Creusot ont accepté de rapporter ce travail. Qu'ils en soient remerciés, ainsi que G.Peix de l'INSA de Lyon qui a participé au Jury et effectué les essais de tomographie X. Enfin, je remercie la quasi-totalité des membres permanents ou non-permanents du CLFA pour leur accueil et leur soutien au cours de ces 3 années avec une mention particulière au groupe des (anciens) thésards avec Cédric (leur chef) en tête, ainsi que Dominique, Christelle, Sophie, Thierry , Mohammed, Arnaud ... Sommaire Introduction générale C h a p i t r e I : G é n é r a l i t é s s u r le s o u d a g e l a s e r d ' a l l i a g e s d ' a l u m i n i u m Introduction 1.1 Principe du s o u d a g e laser 1.1.1 Formation du capillaire ou keyhole 1.1.2 Régime établi 1.1.3 Equilibre du capillaire 1.1.3.1 Approche stationnaire 1.1.3.2 Approche dynamique 1.1.3.3 Propriétés des parois du capillaire 1.1.4 Caractéristiques d'un bain liquide généré par soudage en mode keyhole 1.1.5 interactions keyhole - bain liquide 1.2 Structures de solidification induites par l'opération de s o u d a g e laser 1.3 Généralités s u r le s o u d a g e laser d e s alliages d'aluminium 1.3.1 Généralités 1.3.2 Facteurs influant sur la soudabilité des alliages d'aluminium 1.3.3 Modifications des propriétés mécaniques par soudage laser 1.3.3.1 Alliages sans durcissement structural 1.3.3.2 Alliages à durcissement structural 1.3.4 Principaux défauts rencontrés en soudage par faisceau laser 1.4 Modélisation du s o u d a g e d e s alliages d'aluminium 1.5 Présentation de l'étude 1.5.1 Objectifs de l'étude 1.5.2 Choix des conditions opératoires Conclusion 1 1 1 1 2 3 3 4 5 5 6 7 8 8 8 9 9 10 11 13 15 15 15 17 C h a p i t r e II : C a r a c t é r i s a t i o n m é t a l l u r g i q u e d e s c o r d o n s 19 Introduction 19 11.1 Rappels bibliographiques 19 11.1.1 L'aluminium 19 11.1.2 Présentation des alliages 20 11.1.2.1 L'alliage de fonderie AS7G03 Y33 (A356 - T6) 20 a) Généralités 20 b) Les défauts de fonderie dans les alliages moulés 20 11.1.2.2 L'alliage corroyé 21 a) Généralités 21 b) Défauts dans les alliages corroyés 21 c) L'alliage étudié 21 11.2 Microstructure d e s c o r d o n s , influence du procédé 22 11.2.1 Microstructure des matériaux de base 22 Il .2.1.1 Analyses métallographiques 22 11.2.1.2 Caractérisation des matériaux de base par Spectrométrie à Dispersion d'Energie (EDS-MEB) 22 a) Préparation des échantillons et conditions expérimentales 22 b) Etude de l'AS7G03 23 c) Etude de l'alliage 5083 24 11.2.2 Modifications métallurgiques induites par les configurations mono et bispot 25 11112.2.2.2.2.1. O Pbréspearvraaootiitnn ddeess céocrdhoannsoltins 25 25 111122..22..34.. A nciaryolssetrucdtueresal degéosol mdiéfiecrtiatoidensdceosrdocnosrdoonbsetnus en monospot et bsi28 pot 26 M ab)) cM ascirodsutructu5r0e83de soldi ficatoi n de A 28 I S 7 G 0 3 29 I1.133.1.CoA mnpayolsseotinsdeschm icoqim uepsosoitolnscaelolscael:sni fsuluence d u p r o c é d é 31 r d e s c o r d o n s m 31 1111o3.3.n2.1.o2.1.spoAtCna:asylsnieufldeunduc5e08S3dieenal zvoteinesseofndue sur A 31 IsS7cG 0d3ons en congfiuraotin bsipo32 IUA.3.3AnAaynlsaeylsededseszocnoem p o s o i t n s o l c a e l s d a n s e l o r t 33 s s o u d é e s p a r m c i r o s o n d e é e l c t r o n q i u e 34 111144..2.1. C Aansaylsdeud5e0s83ségrégaoitns mnieures sur AS7G03 34 35 I.5 Ctoi ansracteéxrsipaétoirm nenptaaelrsmesures de mcirodureté des cordons so36 udés Inful ence de condi i 11115.5.2.1. CBourdtons réasilés en monospot 3636 2.1.S7cGas03du 5083-O 36 5.I1112.15.2.5.3.A 37 co0n3gfiuraotin bsipot 38 11115.5.3.3.2.1.InuflInCeuflanescnecdeedu'dnA Iu'enSe7G 38 1I.165..3.C 3. onCcuolsnoicunlsoin parteicelongfiuraotin b-ispot sur al' liage 5083 4040 39 C h a p t i r e III : A n a y l s e d e s por o si t é s g é n é r é e s l o rs d u s o u d a g e a l ser etIntroniduct ful ence oi n du' ne préparatoi n de surface 43 43 II.1.1.1 Lh'ydrogèd'origine ne et el s aailges da'ulmniuim qil uide éailngéerastéilsda'uslumrnialuimsoloufnbidsiluatsoi n deh'lydrogène 46 dI1aI1.n11s1.1..13..2el sInG a 46 ufloednèeclededudsm agulntoiénsuimdeh'lydrogène dans el bani ofndu [3-1147 1a)111.C1.4.réaotiM i s o , 3 1 2 48 48 bc)) E Cm rosiesgraennncceededdeeal alalbubbeluuelel 49 50 IsIu.1r.1al.5.géInunfléernaoctien ddee él'potarotstédies esunrfacseouddaug'ne alail ge da'ulmniuim 51 ab)) SInctehréam a s i t a o i t n d e a l s u r f a c e 51 ceotindu'hnyedrogpèrénpea/rapotianrctiudelessduo'rfaxycdeesavant soudage alser 52 53 c)II. 1In.1ufl.6encA usdoaugdeagealser 54 IsIu.1r.2el sInuflpeonnrocayeslstéiesdedniedsaluteipstsoarodbisatlitéiénssdgeulésnéparéroailecégsdeésenddea'sulom n i u i m 56 1111111.1.2.2.2.1. InG énncéeratéilsde al posotin du ponit focal 56 58 u f l e 1111.2.3. Inuflence de ni'l clni aison du fasiceau 58 III. 1. Etat de l'art bibliographique DI. 1.1 Les porosités métallurgique 43 44 44 III. 1.2.4 Dynamique d'un bain liquide en aluminium sous faisceau laser C 0 de forte puissance 59 III.1.2.5 Influence de la couverture gazeuse sur la stabilité du soudage laser C 0 59 III. 1.2.6 Modes de stabilisation du procédé laser 61 a) Stabilisation du soudage laser continu : utilisation d'un système multi-faisceau 61 b) Utilisation d'un régime puisé 62 III.2 Etude expérimentale d e s porosités c r é é e s en s o u d a g e laser Nd :YAG 64 111.2.1 Analyse des différents types de porosités générées en soudage continu Nd:YAG 64 111.2.1.1 Vues macrographiques 64 Il 1.2.1.2 Analyse des porosités au microscope à balayage 64 111.2.1.3. Analyse des parois des porosités générées sur 5083 66 111.2.1.4. Etude des parois des porosités sur l'alliage AS7G03 67 111.2.2 Influence d'une préparation de surface sur les états de surface avant soudage 68 111.2.2.1. Préparations de surface 68 111.2.2.2 Analyse morphologique des états de surface avant soudage 68 111.2.2.3 Analyse chimique de la surface 71 a) Caractérisation des couches superficielles par spectrométrie de masse d'ions secondaires (SIMS) 71 b) Quantification de la teneur en hydrogène superficiel par la méthode LECO 73 II.2.3. Quantification des taux de porosités 74 III.2.3.1 Examens radiographiques des cordons et quantification 74 111.2.3.2. Répartition entre macro et microporosités au sein des cordons 77 III.2.3.2. Analyse des taux de porosités par densitométrie 78 111.2.4. Etude de la localisation des porosités par tomographie X 79 111.2.4.1. Principe de la méthode et influence de la préparation de surface 79 111.2.4.2. Influence du bispot sur la répartition et la forme des porosités 81 111.2.4.3. Discussion : localisation des porosités et mouvements de convection 82 111.2.5. Analyse des porosités générées en mode puisé 83 111.2.5.1 Formation et localisation des cavités génères en régime puisé 83 111.2.5.2 Formation de microporosités en régime puisé 85 111.2.5.3 Influence d'une préparation de surface en régime puisé 86 Conclusion 86 2 2 C h a p i t r e IV : I n f l u e n c e d ' u n e c o n f i g u r a t i o n b i s p o t s u r la g é n é r a t i o n d e porosités 89 Introduction 89 IV.1 Obtention de la configuration bispot 89 IV.2 Influence de la v i t e s s e et d e s distances interspot sur les profondeurs de pénétration et les largeurs d e cordon 91 IV.3 Quantification du taux de porosités 93 IV.4 Etude d e s cycles thermiques par relevés pyrométriques 95 IV.5 Visualisation du p r o c é d é par caméra rapide 97 IV.5.1 Conditions expérimentales 97 IV.5.1.1 Visualisation coaxiale : étude du capillaire 97 IV.5.1.2 Analyse du bain liquide en visualisation à 45° 98 IV.5.2 Etude des keyholes en configuration coaxiale 98 IV.5.2.1 Visualisation des keyholes 98 IV.5.2.2 Stabilité dynamique des keyholes 100 IV.5.3 Analyse des bains liquides 104 IV.5.3.1 Analyse des tailles de bain 105 IV.5.3.2 Dynamique des bains liquides 105 IV.6 DISCUSSION : INFLUENCE D'UNE CONFIGURATION BISPOT SUR LA STABILITÉ DU RÉGIME DE SOUDAGE 110 IV.7 CARACTÉRISATION MÉCANIQUE DES CORDONS ET INFLUENCE D'UNE CONFIGURATION BISPOT IV.7.1 BUT DE L'ÉTUDE 114 IV.7.2 VALEURS DES CARACTÉRISTIQUES MÉCANIQUES DES MATÉRIAUX DE BASE 114 IV.7.3 INFLUENCE DE LA CONFIGURATION MONOSPOT ET BISPOT SUR LES PROPRIÉTÉS MÉCANIQUES D'AS7G03 EN REFUSION PLEINE TÔLE ET EN BORD À BORD 115 IV.7.4 ETUDE DE LA CONFIGURATION MONOSPOT ET BISPOT SUR LES PROPRIÉTÉS MÉCANIQUES DU 5083 EN REFUSION PLEINE TÔLE ET EN BORD À BORD 116 IV.7.4 FACIÈS DE RUPTURE 117 CONCLUSION 119 CHAPITRE V : MODÉLISATION PAR ÉLÉMENTS FINIS DU SOUDAGE LASER MONO ET BISPOT D'ALLIAGES D'ALUMINIUM 121 INTRODUCTION 121 V.1 RAPPELS BIBLIOGRAPHIQUES : LA MODÉLISATION DU SOUDAGE LASER 121 V.2 LE MODÈLE RETENU 122 V.2.1 GÉNÉRALITÉS ET MODÈLE DE CHARGEMENT THERMIQUE 122 V.2.2 MAILLAGE DE LA PIÈCE ET CONDITIONS AUX LIMITES 124 V.2.3. PROPRIÉTÉS THERMO-PHYSIQUES DES MATÉRIAUX 124 V.3 MODÉLISATION DU SOUDAGE MONOSPOT 126 V.3.1 LOI DE DÉPÔT 126 V.3.2 RÉSULTATS DES SIMULATIONS 127 V.4 MODÉLISATION DU SOUDAGE BISPOT 129 V.5 SIMULATION DES CYCLES THERMIQUES 131 V.5.1 COMPARAISON DES CYCLES THERMIQUES EXPÉRIMENTAUX ET SIMULÉS 131 V.5.2 SIMULATION DES ZONES AFFECTÉES THERMIQUEMENT 132 CONCLUSION 133 CONCLUSION GÉNÉRALE 135 ANNEXES 137 A.1 EFFET DE LA POSITION DE SOUDAGE SUR LES GÉOMÉTRIES DE CORDONS ET QUANTIFICATION DE POROSITÉS A.1.1 EFFET DE LA POSITION DE SOUDAGE SUR LES PROFONDEURS DE PÉNÉTRATION A. 1.2 ANALYSE DU PROCÉDÉ A.1.3 EFFET DE LA POSITION DE SOUDAGE SUR LA GÉNÉRATION DE POROSITÉS A.2 EFFET DE LA FOCALISATION DU FAISCEAU SUR LA GÉOMÉTRIE DES CORDONS ET SUR LES TAUX DE POROSITÉS MESURÉS A.2.1 PRINCIPE A.2.2 EFFET DE LA FOCALISATION SUR LA PROFONDEUR DE PÉNÉTRATION A.2.2.1 EXEMPLES DE COUPES TRANSVERSES OBTENUES EN CONFIGURATION À PLAT POUR DIFFÉRENTS POINTS DE FOCALISATION A.2.2.2 RÉSULTATS OBTENUS A.2.2.3 INFLUENCE DE LA FOCALISATION SUR LA GÉNÉRATION DE POROSITÉS POUR DIFFÉRENTES POSITIONS DE SOUDAGE 137 137 137 139 140 140 141 141 142 143 I n t r o d u c t i o n générale Introduction générale Depuis les années 80, les applications du soudage laser sont passées avec succès des laboratoires de recherche spécialisés aux sites de production. Ce procédé de soudage moderne a désormais atteint une maturité industrielle certaine, comme en témoignent les nombreuses applications recensées dans divers secteurs d'activités : automobile, aéronautique, chaudronnerie Un tel développement n'a été possible qu'avec la mise au point de sources laser de plus en plus puissantes, fiables, compétitives, et surtout par une meilleure connaissance théorique du procédé de soudage laser. Les alliages d'aluminium font l'objet actuellement d'un intérêt croissant dans de nombreux secteurs d'activité (industrie automobile, aéronautique...) dans l'optique d'une réduction de poids des composants permettant des gains en terme d'économie d'énergie. L'emploi de ces matériaux nécessite de développer les procédés d'assemblage, en particulier dans le domaine du soudage, ou les techniques conventionnelles montrent leur limite d'utilisation. La technique laser parvenue à maturité dans le domaine du soudage des matériaux métalliques classiques, apparaît prometteuse pour ces alliages d'aluminium, et permet de les assembler tout en préservant les avantages propres à cette technique : apports localisés d'énergie, cordons de soudure fins et pénétrants, grande vitesse de soudage... En effet, si dans la plupart des procédés de soudage, l'énergie est déposée à la surface de la tôle métallique puis transférée par conduction dans la matière, ce n'est pas le cas pour le procédé de soudage laser : l'énergie laser est distribuée en profondeur dans la matière le long des parois d'un capillaire. C'est le déplacement de cette colonne de vapeur dans la matière qui est à l'origine des cordons de soudure étroits et profonds, caractéristiques du soudage laser. Ainsi le laser Nd :YAG, grâce à l'utilisation d'une fibre optique et à des puissances moyennes de plus en plus élevées, devient un procédé bien adapté au soudage de pièces volumiques en aluminium. Toutefois, cette configuration particulière conduit à des cordons de soudure comportant de nombreux défauts métallurgiques notamment des porosités qui sont néfastes à la tenue mécanique de l'assemblage en service. Les facteurs affectant la formation de porosités peuvent être considérés comme d'ordre métallurgique ou issues d'un procédé instable. Les facteurs métallurgiques se rapportent à la solubilisation de l'hydrogène dans l'aluminium liquide, à la pollution de l'état de surface. L'origine procédé concerne l'instabilité constitutionnelle du capillaire de vapeur. Lors de cette étude nous essayerons d'évaluer la soudabilité opératoire sous faisceau laser Nd :YAG de deux alliages d'aluminium : le 5083-O (4.5 % Mg), et IAS7G03-T6 (7 % Si). Ces deux alliages d'aluminium utilisés dans l'industrie automobile se présentent sous la forme de tôles d'épaisseurs de 4 mm. Le choix des matériaux dans un premier temps a été gouverné par leur comportement spécifique en terme de formation de porosités, sous irradiation laser. Le chapitre I se propose de rappeler quelques notions de soudage laser, dans le cadre des alliages d'aluminium. Le chapitre II, sera dédié à la caractérisation métallurgique des cordons obtenus, en terme de microstructure, de variations chimiques, d'adoucissements locaux induits par le passage à l'état liquide du cordon de soudure en configuration mono et bi-spot. Dans le chapitre III, l'influence de la préparation de surface sur la génération de porosités est étudiée. Cette étude montrera dans quelle mesure les critères « matériau », interviennent dans le processus de création des porosités. Toutefois, cette approche montrera ses limites et mettra en évidence l'origine « procédé » des porosités, et il sera nécessaire dans le chapitre IV de stabiliser le procédé par l'utilisation d'une configuration bispot. Enfin on se proposera au chapitre V de développer un modèle de dépôt de chaleur (double source de chaleur), qui permettra de discuter les résultats obtenus en configuration bispot en terme de réponse thermique. Chapitre I Généralités sur le soudage laser d'alliages d'aluminium Chapitre I : Généralités sur le soudage laser d'alliages d'aluminium Introduction Pour obtenir l'assemblage par fusion des matériaux, un apport localisé d'énergie est nécessaire. De nombreuses techniques ont été développées à cet effet : l'arc (TIG, MIG, focalisation d'un faisceau de haute densité d'énergie (laser, faisceau d'électrons). Le soudage par faisceau de haute énergie (laser, faisceau d'électrons) est fondamentalement différent du soudage par procédés classique (arc électrique). En effe pour les techniques classiques, la propagation de la chaleur à l'intérieur de la pièce s'effectue à partir de la surface du matériau. Par contre, pour des densités d'énergie supérieures à 10 W/cm , le métal se vaporise, entraînant la formation d'un capillaire so l'impact du faisceau. L'énergie du faisceau est alors transférée au métal, à partir des paro du capillaire (keyhole) et sur toute la hauteur de ce capillaire. Ce dépôt d'énergie à l'intérieur de la pièce est beaucoup plus efficace et permet des vitesse de soudage beaucoup plus importantes. Les pertes par conduction sont minimisées, ce qu permet de réduire /'échauffement de la pièce, donc ses modifications métallurgiques et sa déformation résiduelle. Dans le cas des alliages d'aluminium, certains problèmes son traditionnellement rencontrés (porosités ou fissures) en raison des températures élevées dans les bains de fusion, et des cinétiques de refroidissement rapides. Ce chapitre bibliographique rappelle le principe physique du soudage par keyhole, ainsi q la spécificité du soudage des alliages d'aluminium. 5 2 1.1 PRINCIPE DU SOUDAGE LASER L'UTILISATION DE PROCÉDÉS À HAUTES ÉNERGIES, ET EN PARTICULIER DU FAISCEAU LASER PERMET LE CONFINEMENT DE L'APPORT D'ÉNERGIE SUR LA CIBLE. CES PUISSANCES ÉLEVÉES, SUPÉRIEURES AU KW, DÉLIVRÉES SUR UNE SURFACE INFÉRIEURE AU MM, INDUISENT DES PHÉNOMÈNES PHYSIQUES DIFFÉRENTS DE CEUX RENCONTRÉS EN SOUDAGE CONVENTIONNEL. LA PREMIÈRE DIFFÉRENCE LIÉE AU PROCÉDÉ LASER CORRESPOND AU DÉPÔT MÊME DE L'ÉNERGIE SUR LA CIBLE. LE COMPORTEMENT D'UN MATÉRIAU EN CONFIGURATION DE SOUDAGE EST ALORS DÉTERMINÉ EN PREMIER LIEU PAR LE MODE D'INTERACTION DU FAISCEAU LASER AVEC LA MATIÈRE. L'INTERACTION FAISCEAU - MATIÈRE DÉPEND DE DIFFÉRENTS PARAMÈTRES LIÉS AU MATÉRIAU (NATURE, ÉTAT DE SURFACE, TEMPÉRATURE,..) ET AU FAISCEAU (LONGUEUR D'ONDE, DENSITÉ D'ÉNERGIE, RÉPARTITION ÉNERGÉTIQUE DU FAISCEAU). LE TERME DE COUPLAGE DÉCRIT LA FACULTÉ DU FAISCEAU À ÊTRE ABSORBÉ PAR LA CIBLE. UNE PARTIE DU FAISCEAU EST ALORS RÉFLÉCHIE PAR LA SURFACE, LA ' UTRE EST ABSORBÉE. L'ÉNERGIE ABSORBÉE PAR LA CIBLE EST COMMUNIQUÉE AUX ÉLECTRONS DE CONDUCTION QUI LA TRANSMETTENT ENSUITE AU RÉSEAU ATOMIQUE. AU BOUT D'UN CERTAIN TEMPS D'INTERACTION, SI LE FLUX D'ÉNERGIE EST ASSEZ IMPORTANT, LA CONDUCTION NE SUFFIT PLUS À ÉVACUER L'ÉNERGIE TRANSMISE, ET RÉCHAUFFEMENT INDUIT PERMET D'ASSURER LA FUSION DE LA CIBLE AU POINT D'IMPACT. L'ALUMINIUM EST UN MÉTAL FORTEMENT RÉFLECTEUR DANS L'INFRAROUGE. SA RÉFLECTIVITÉ PEUT ATTEINDRE PLUS DE 90 % POUR LE RAYONNEMENT ND :YAG, ET PLUS DE 95 % POUR LE C0 . CELLE-CI DIMINUE CEPENDANT AVEC LÉ ' LÉVATION DE TEMPÉRATURE DU MÉTAL. EN PARTICULIER LORS DU PASSAGE DE LÉ ' TAT SOLIDE À LÉ ' TAT LIQUIDE, LE COEFFICIENT D'ABSORPTION AUGMENTE FORTEMENT, CE QUI FAVORISE LE COUPLAGE DU FAISCEAU AVEC LE MATÉRIAU. 2 2 1.1.1 FORMATION DU CAPILLAIRE OU KEYHOLE 6 2 LA DENSITÉ D'ÉNERGIE QUI PEUT ÊTRE OBTENUE PAR FAISCEAU LASER EST SUPÉRIEURE À 10 W/CM. LE FLUX D'ÉNERGIE EST, DANS CES CONDITIONS, SUFFISANT POUR VAPORISER LA CIBLE. LA PRESSION DE RECUL GÉNÉRÉE PAR LA VAPEUR FORMÉE ENTRAÎNE ALORS LA FORMATION D'UNE DÉPRESSION EN SURFACE DU MÉTAL FONDU. LES GRADIENTS DE TEMPÉRATURE DANS LE BAIN DE FUSION CRÉENT DES MOUVEMENTS DE 1 convection qui repoussent le liquide vers les parois du creux ainsi formé. C'est ce creux à fort rapport d'aspect (profondeur sur diamètre), propagé dans le matériau qui est appelé capillaire, ou keyhole (trou de serrure). Dès que la densité d e puissance nécessaire à l'amorçage du keyhole est atteinte, le couplage du faisceau avec le métal est nettement amélioré. Pour l'acier la réflectivité passe ainsi de 6 0 % à 10 %. A ce stade, les vapeurs métalliques dégagées par le matériau sont ionisées par le faisceau, et une plume d e plasma peut se former au dessus du keyhole, principalement en laser C 0 . La figure 1.1 met en évidence le passage du régime de conduction à la formation du keyhole. L'augmentation de l'absorption et de la profondeur de pénétration se produisent brusquement. Sakamoto [1-1] a déterminé le seuil d'amorçage du keyhole pour différents alliages d'aluminium. Celui-ci varie de 2.10 à 3 . 3 . 1 0 W / m m en fonction des nuances. Il en ressort que ce seuil est directement lié aux éléments d'alliage présents. 2 8 - Absorption du laser - Elévation de la température surfacique du matériau au delà de sa température de fusion 8 2 - Vaporisation du métal - Détente de la vapeur - Génération d'une pression de recul qui enfonce la surface du bain de métal en fusion - Formation d'un capillaire de vapeur ou keyhole Figure 1.1 -.étapes de formation d'un capillaire de vapeur en soudage laser [1-2] 1.1.2 R é g i m e établi Le déplacement du faisceau provoque la courbure du keyhole, ce qui augmente le couplage du faisceau avec le matériau par absorption de Fresnel, e n raison des réflexions multiples le long des parois du capillaire. A l'approche du faisceau, la pression de vapeur et la température augmentent ; ce qui entraîne une chute de viscosité et de tension superficielle dans cette partie du liquide, alors que celles-ci sont plus élevées à l'arrière du faisceau . Le bain y est alors chassé. C'est ce mouvement du bain de l'avant vers l'arrière du faisceau qui assure le soudage. Le keyhole se maintient si les forces qui tendent à le refermer (tension superficielle du métal liquide, gravité) sont équilibrées par les forces tendant à son expansion (pression de vapeur, pression de faisceau). 2 FIGURE 1.2 : OBTENTION D'UN CORDON DE SOUDURE EN RÉGIME ÉTABLI LE CAPILLAIRE AURA TENDANCE À SE REFERMER PAR LE HAUT, OÙ LA PRESSION DE VAPEUR EST LA PLUS FAIBLE (VARIATION EXPONENTIELLE AVEC LA TEMPÉRATURE), MAIS OÙ LA FORCE DUE À LA TENSION SUPERFICIELLE RESTE ÉLEVÉE (AUGMENTE AVEC LA TEMPÉRATURE). 1.1.3 EQUILIBRE DU CAPILLAIRE L'ÉTUDE DE L'ÉQUILIBRE DU CAPILLAIRE EN RÉGIME DE SOUDAGE LASER A FAIT LO ' BJET DE NOMBREUX TRAVAUX ET RESTE AUJOURD'HUI ENCORE UN SUJET D'ACTUALITÉ. LES OPINIONS SUR CETTE PROBLÉMATIQUE SONT MULTIPLES ET SOUVENT EN OPPOSITION. DEUX GRANDES IDÉES S'OPPOSENT FONDAMENTALEMENT. LA PREMIÈRE APPROCHE DITE STATIONNAIRE CONSIDÈRE LE CAPILLAIRE COMME UNE COLONNE DE PLASMA STATIONNAIRE QUI N'ÉVOLUE QUASIMENT PAS AU COURS DU SOUDAGE LASER. LA SECONDE APPROCHE, DITE DYNAMIQUE, DÉCRIT LE CAPILLAIRE COMME UN ÉLÉMENT SUSCEPTIBLE DE S'ADAPTER AUX NOMBREUSES VARIATIONS DE SON ENVIRONNEMENT [1-2]. 1.1.3.1 APPROCHE STATIONNAIRE CETTE DESCRIPTION CONSIDÈRE LE CAPILLAIRE, ISSU DU PROCESSUS DE SOUDAGE LASER COMME UNE COLONNE DE PLASMA CONTENANT DE LA VAPEUR MÉTALLIQUE, CHAUDE ET DENSE, QUI ÉVOLUE DE MANIÈRE STATIONNAIRE DANS UN BAIN DE MÉTAL EN FUSION. LA FUSION DU MÉTAL RÉSULTE DES TRANSFERTS THERMIQUES LIÉS À UNE LOI DE DÉPÔT DE L'ÉNERGIE LASER DÉCROISSANTE LE LONG DES PAROIS DU CAPILLAIRE. LES ÉCOULEMENTS DANS LE BAIN DE FUSION SONT ALORS ISSUS DU DÉPLACEMENT DU CAPILLAIRE À LA VITESSE DE SOUDAGE VS. TYPIQUEMENT, LE CAPILLAIRE EST MAINTENU OUVERT PAR LA PRESSION D'ABLATION (P i). RÉSULTANT DE LA VAPORISATION DU MATÉRIAU LORS DE LA TRANSITION DE PHASE LIQUIDE/VAPEUR. POUR CONTREBALANCER CETTE PRESSION D'ABLATION, ON DÉFINIT TROIS AUTRES PRESSIONS, QUI TENDENT À REFERMER LE KEYHOLE : flh - LA PRESSION DE TENSION DE SURFACE P„ QUI TRADUIT LE FAIT QUE LE FLUIDE TEND À SE REFERMER SUR LUI-MÊME SOUS LA ' CTION DES CONTRAINTES EXISTANT À LI'NTERFACE LIQUIDE-VAPEUR P =A /R (FORMULE 1.1), OÙ A EST LE COEFFICIENT DE TENSION DE SURFACE (N/M) ET R, LE RAYON DU CAPILLAIRE. CT - LA PRESSION HYDROSTATIQUE P^. P , = PGH (FORMULE I.2), OÙ P EST LA MASSE VOLUMIQUE DU MÉTAL À LÉ ' TAT LIQUIDE ET H, LA HAUTEUR DE LIQUIDE. S AT - LA PRESSION HYDRODYNAMIQUE P^, RÉSULTANT DES ÉCOULEMENTS DE FLUIDE AUTOUR DU CAPILLAIRE À LA VITESSE V L 3 _ 1 Pdyn — ^ 2 formule 1.3 PLYL L'équilibre des pressions s'obtient en écrivant : formule Pab!= Pa + Pstat + Pdyn figure 1.3 : représentation schématique des pressions exercées 1.4 sur le capillaire [1-3] On peut schématiser en figure I.3 le bilan des pressions s'exerçant sur le capillaire. Ce dernier est donc maintenu ouvert tant que la pression de vapeur à l'intérieur du capillaire permet de contrebalancer les pressions de fermetures décrites ci-dessus. Cette vision schématique de l'équilibre stationnaire du capillaire n'est valide que pour des régimes de laser spécifiques correspondant à des vitesses de déplacement faibles lorsque le capillaire est vertical et possède un semblant de symétrie cylindrique. Pour des vitesses de soudage élevées, le capillaire tend à s'incliner et perd ses propriétés de symétrie. Les expressions des pressions, écrites sous cette forme, ne sont plus valables. 1.1.3.2 Approche dynamique Il existe une seconde approche, plus récente, qui aborde d'une manière totalement différente le comportement du capillaire en régime de soudage laser. La représentation classique stationnaire du capillaire est délaissée pour une description dynamique. L'évolution de la géométrie du capillaire dépend d'un paramètre appelé vitesse de pénétration Vp qui est définie comme étant la vitesse à laquelle se propage la surface de la cible irradiée dans la matière sous l'effet de la pression de recul Pr, liée à la vaporisation du matériau. Cette vitesse Vp dépend principalement de l'intensité laser incidente et de la nature du matériau. Ainsi, à partir de cette nouvelle vision, l'inclinaison du front avant du capillaire n'est plus présentée comme la résultante du déplacement de la colonne de plasma, mais comme un effet combiné des vitesses de déplacement Vs et de perçage Vp. On schématise ces deux composantes dans la figure I.4. De même, l'équilibre du capillaire ne résulte plus d'une opposition globale des forces d'ablation et de fermeture. Cette nouvelle approche considère que l'ouverture du capillaire résulte d'une multitude de processus de vaporisation locaux, issus de l'absorption des multiples réflexions du faisceau sur les parois fluides du métal. A chaque vaporisation locale est associée un équilibre plus ou moins stationnaire qui dépend de sa position le long des parois du capillaire. Globalement, la forme du capillaire n'est plus prédéfinie, elle évolue 4 constamment autour d'une position d'équilibre. Au niveau local, chaque élément des parois métalliques possède une position d'équilibre stationnaire qui évolue au gré des déplacements du faisceau laser, de la répartition des réflexions et des variations des éléments métalliques environnants (écoulement fluide ) [1-2]. Figure 1.4 : disposition du front avant du capillaire irradié localement vitesse de perçage est perpendiculaire à la surface par une intensité locale. l . La 0 1.1.3.3 Propriétés des parois du capillaire Le faisceau laser incident est localisé sur le front avant du capillaire. La paroi arrière n'est donc jamais directement irradiée par le laser et seules les réflexions du faisceau sur le front avant peuvent l'atteindre. L'irradiation de la paroi arrière, et le contact direct avec le bain liquide qui exerce des forces de fermeture la rend donc intrinsèquement instable. La paroi arrière du capillaire constitue l'interface entre une phase vapeur métallique et une phase liquide correspondant au bain liquide. Les pressions qui s'exercent sur la paroi arrière et qui tendent à refermer le capillaire sont la pression de tension de surface, P et la pression hydrodynamique P y provenant des éjections de métal en fusion à grande vitesse de l'avant vers l'arrière du capillaire. La pression hydrostatique, liée à la gravité, est considérée comme négligeable face aux deux autres. Ainsi, au cours du procédé de soudage, deux états d'équilibre peuvent s'établir : a d n -la paroi arrière est irradiée par des réflexions du faisceau laser suffisamment intenses pour induire une pression de recul Pr qui agit efficacement sur cette dernière et la repousse. Un équilibre s'établit entre la pression Pr et les pressions de fermeture P^et P . -la paroi arrière est irradiée par des réflexions dont l'énergie ne permet pas la vaporisation du matériau. La paroi a tendance à s'effondrer vers le front avant. dyn 1.1.4 Caractéristiques d'un bain liquide généré par soudage en mode keyhole Au cours du processus de soudage, le déplacement du capillaire induit des éjections latérales de métal en fusion de l'avant vers l'arrière. Les vitesses d'éjection du métal en fusion sont assez élevées et estimées à plusieurs mètres par seconde. Nous ne considérons ici, que les écoulements bi-dimensionnels, c'est-à-dire ceux qui se développent dans le plan (xOy), plans et sans extension spatiale selon (Oz) (selon le plan parallèle à la surface). La conservation du flux de masse donne une relation linéaire entre les épaisseurs fluides (ô' et ô" et les vitesses d'écoulement local V(ô') et V(ô") (figure I.5). 5 Figure 1.5 .-évolution de la vitesse d'écoulement du liquide l'avant du capillaire (couche de Knudsen) [1-4] Pour des vitesses d'écoulement à l'arrière du bain faibles (< 1 à 2 m/s), on peut supposer que l'écoulement à l'arrière du capillaire n'est pas turbulent, 1.1.5 interactions keyhole - bain liquide Le keyhole possède une instabilité constitutionnelle induite par les mouvements fluides et la répartition des pressions. Mara [I-5] a montré que, pendant l'irradiation d'une cible par un faisceau d'électrons, la profondeur du capillaire fluctue entre la pénétration totale et une valeur très faible. Des suivis par caméra ont montré que pendant le procédé de fusion, du liquide est repoussé vers le haut. La position de ce liquide a u sommet du keyhole est instable. Il se peut que de la matière soit alors éjectée d e la zone de soudage créant des projections de matière (zone où le cordon est évidé), créées e n particulier e n puisé où le keyhole se referme et est recréé entre chaque puise. La plupart du temps, la gouttelette formée, insuffisamment soutenue par la pression de vapeur va tomber dans le capillaire. Cette fermeture partielle peut s'accompagner d'un emprisonnement de gaz ambiants (formation de cavités) L'éjection des gaz via le keyhole induit des frictions entre ce gaz, éjecté avec une vitesse donnée, et la couche de liquide directement en contact avec ce gaz. Cette éjection plus ou moins périodique s'accompagne de la création d'une vague (« sweliing ») qui va se déplacer à la surface du bain (figure I.6). D'après Fabbro [I.6] on peut définir une contrainte de cisaillement x de la vapeur métallique qui est inversement proportionnelle a u rayon r du capillaire. O n peut écrire la formule correspondante de la manière suivante : 0 g v =1 7 ?ç— P formule 1.5 'o rig étant la viscosité dynamique de la vapeur métallique et V , la vitesse de déplacement de cette vapeur. D e la m ê m e manière, on définit une contrainte de cisaillement d e la couche de liquide immédiatement en contact avec le keyhole. On peut écrire : t =m— formule 1.6 g où ri! est la viscosité dynamique de la couche de liquide considérée et ô, son épaisseur. La formule proposée par Fabbro [1-6], estime la vitesse du liquide en surface de bain, on a : a =3(—-) 3 formule 1-7 0 L étant la hauteur du keyhole, p la masse volumique et r\ la viscosité de ce m ê m e liquide. La vitesse du liquide est donc gouvernée par la hauteur du keyhole ainsi que par son rayon. 6 Lkeayhvoteeilssedm uniest dDa'auntasntelpulscasfabi elpréqsueent,el el srayopnroofdnudeukrseyhodele aupgém etrnaetotinetaqteueni tesal hsao i u e . n é déi eqnuvqtiiauelenste.s, ce qui nous alsise supposer que el s proofndeurs de keyhoel à peu 0 •OXX Figure 1.6 : phénomène -400M de vague et mode d'oscillation {1,1} [1-7] K r o o s [ 1 8 ] , é t u d e i a l d y n a m q i u e d e e f r m e u t r e d u ' n capi a l r i e c y n i l d r q i u e d e r a y o n r , o l r ressoiqnui dnae' balstoei ndéepasltcebrupsqause.mUennet esuxpprpem rsisoiéne. deLeal cavstei sstreaitéde'ofcnodnrsedim èreentunestcapi stal atqipue, donnalé forméugelal17.à 500 /m, Tde'yofpqinuderemmenetntpeosutr dueno'l raci e r , ( a = 1 5 . H/ m ) , e t u n d a i m è r t e dtredudebaiV =0pu.l9sm /sd.iePosoi urtuVn a~ulm0ni9.ui9m,m(a/s. =Puls06.6el5raH/ m ),doun usenera vm tiei spsoertandte'ofentdpreulm e n n , r a p y o n s cete vtei sse de'ofndrement sera faible. 12. Structures de solidifcation ni duites par o'l pératoi n de soudage al ser Lpeosotidnépalcdeam enelt debanial fosnoduurce. Csees trgardui tnptsarsodenst pgulrasdeiéneltsvésdesuetrmelpsérabutorerdsdifédurentcsordsoen n s a d e i preoaluvtierqm uoeinalt fabisol di fic;atoicen syonteelsts aeilm orcédee. dAeurnèirecensol treidifdcuation.cordLoonrs,queauel cont rdaariege, iless e l s u x s o u régm i e établi, à vtei sse da'vance constante, el voulme de qil uide ne varei plus. 0 E E A u g m e n t a t i o n de la vitesse de soudage figure 1.7 : orientation des grains pendant la solidification [1-9] LV a v t e i s s e d e sol d i f i c at o i n V e s t d é e t r m n i é e p a r a l r e a l t o i n : V = V c o s ( p f o r m u e l tant=al 0.vtei sLsaecrdoesisansocuedagdeesegtracnips, a'ldnagnsel elétsablm i éeatnuxtreseVfaeitt sVeo.lnAuunebordidrectdoiunc d,PoosnucréelV s réseaux cubqiues (aulmniuim), cete directoi n est <100>. Du fait de al condu s s 7 du métal solide, les germes se développent de façon épitaxiale, selon la direction du gradient de température. La germination est hétérogène et la surfusion pratiquement nulle. La taille maximale des grains est déterminée par celle des grains du solide sur lequel ils se forment. Le métal de La ZAT ayant été chauffé, la taille des grains a augmenté et la structure résultante est a s s e z grossière : du type colonnaire dendritique. Les gradients thermiques imposés par le déplacement du faisceau sont variables en intensité et en direction selon le lieu du cordon. A faible vitesse d'avance, les grains ont tendance à s'orienter selon le gradient thermique. Pour des vitesses de soudage plus importantes, la zone liquide s'allonge. Chaque matériau possède une vitesse limite de solidification intrinsèque, qui est principalement dépendante de sa conductivité thermique. Lorsque la vitesse de soudage égale cette valeur, la croissance basaltique se poursuit jusqu'au centre du cordon ; ce qui induit des risques de fissuration de la ZF. Dans le cas de l'aluminium, la très bonne conductivité thermique autorise des vitesses de soudage élevées. La morphologie des grains formés au centre du cordon est alors de type dendritique équiaxe [1-10]. Ce type de solidification est décrit dans la figure I.8 où V est la vitesse de solidification. Figure 1.8 : structures de solidification rencontrées soudure dans les différentes zones du cordon de [1-11] I.3 Généralités s u r le s o u d a g e laser d e s alliages d'aluminium 1.3.1 Généralités Les procédés employés pour le soudage des alliages d'aluminium incluent l'utilisation de l'arc, du laser, du faisceau d'électrons, ainsi que le soudage par résistance, tous les procédés utilisés pour les aciers. Néanmoins, l'aluminium possède des propriétés de conductivité thermique importantes et de résistivité électrique plus faibles que celles des aciers, la fusion localisée est difficile à amorcer en dépit de sa faible température de fusion. 1.3.2 Facteurs influant sur la soudabilité d e s alliages d'aluminium Les alliages d'aluminium sont en général soudés par les procédés TIG (tungsten Inert ou MIG (Métal Inert Gas). Le laser et le faisceau d'électrons fournissent des sources à densité d'énergie, produisant des cordons fins et profonds, ainsi que d e s ZAT réduites. L'aluminium possède à la fois une température de fusion faible (T=660°C) et conductivité thermique élevée (X=220 W/(m.°C)). La quantité d'énergie à fournir 8 Gas) forte une pour provoquer le bain de fusion sera plus élevée que pour les aciers. La composition du matériau est un paramètre pour la soudabilité. La présence d'éléments volatils tels que le Mg et le Zn (alliages 5xxx, 6xxx et 7xxx) abaissent le seuil de formation du keyhole et permettent pour un même apport d'énergie d'atteindre des profondeurs d e pénétration plus importantes. En effet, leur contribution à la pression de vapeur dans le keyhole abaisse la température de vaporisation. Toutefois des évaporations excessives induisent des instabilités de capillaire, telles que des fermetures de keyhole, responsables de la formation de porosités de taille millimétrique. Nous étudierons plus précisément cet aspect en chapitre III. 1.3.3 Modifications des propriétés m é c a n i q u e s par s o u d a g e laser 1.3.3.1 Alliages s a n s durcissement structural Les alliages de cette catégorie (1xxx, 3xxx, 5xxx) sont durcissables uniquement par écrouissage à froid. Les différents degrés d'écrouissage, désignés de façon normalisée par la lettre H, permettent d'atteindre des résistances à la rupture relativement élevées, au détriment de la ductilité. Les caractéristiques mécaniques intrinsèques des nuances sans durcissement structural dépendent de la composition et des limites de solubilité dans l'aluminium des différents éléments d'alliages. Les éléments tels le M g et le Z n ont des limites de solubilité qui restent non négligeables à température ambiante. Ces éléments auront tendance à former des solutions solides stables avec l'aluminium. La présence d'atomes étrangers e n substitution dans le réseau atomique provoquera des distorsions de celui-ci et limitera la mobilité des dislocations. Par conséquent, la limite élastique et la résistance à la rupture seront augmentées par des teneurs en éléments alliés plus importantes (cas des 5xxx). Pour les alliages de type Al-Mg, cette proportionnalité n'est pas effective pour les éléments d'addition secondaires (Mn.Cr). Ils ne forment pas de solution solide mais ont plutôt tendance à former des précipités complexes aux joints de grains. Ces précipités n'ont pas d'effet de durcissement mais permettent de limiter le grossissement du grain, pendant une montée en température. Si on considère le cycle thermique subi par le matériau pendant le soudage (figure I.9), les alliages sans durcissement structural ne perdront pas leurs caractéristiques mécaniques après soudage, s'ils sont initialement à l'état recuit. Par contre, dans le cas d'un matériau écroui (H), selon les vitesses de refroidissement, le soudage pourra entraîner un retour à l'état recuit (O) dans la zone fondue et une recristallisation importante dans la ZAT. Le cordon sera la zone fragile de l'assemblage [1-9]. La Z A T pour les alliages d'aluminium écrouis initialement, peut se décomposer en quatre sous-zones (figure I.9) : - la plus éloignée du bain présente un réarrangement des grains en cellules (restauration) - dans la seconde apparaissent de nouveaux grains, dans une matrice écrouie (recristallisation partielle) - dans le troisième, les nouveaux grains ont envahi toute la matrice écrouie (recristallisation totale) - la dernière sous-zone, entièrement recristallisée présente un grossissement de grains. ZONE FONDUE GROSSISSEMENT DE GRAIN Figure 1.9 : zones ZONE AFFECTEE THERMIQUEMENT RECRISTALUSATION de soudage RESTAURATION METAL DE BASE METAL ECROUI dans le cas d'un alliage type 5xxx 9 [1-16] LES TRANSFORMATIONS SUBIES EN ZAT SONT PROCHES DE CELLES VUES PAR UN MÉTAL AU COURS D'UN RECUIT (FIGURE 1.10). SI LE MÉTAL DE DÉPART EST ÉCROUI ET LA DENSITÉ DE DISLOCATIONS EST IMPORTANTE (A), LE RECUIT PRODUIT UNE RESTAURATION : LES DISLOCATIONS SE DÉPLACENT POUR ADOPTER UNE CONFIGURATION D'ÉNERGIE MINIMALE (B). LORS DE LA POURSUITE DU RECUIT, DE NOUVEAUX GRAINS GERMENT ET GROSSISSENT (C). ENFIN, LE MÉTAL ENTIÈREMENT RECRISTALLISÉ PRÉSENTE DE NOUVEAUX GRAINS NON DÉFORMÉS (D). SI LE RECUIT SE POURSUIT, LES GRAINS RECRISTALLISÉS GROSSISSENT (E). Figure 1.10 : modification de la structure d'un métal au cours d'un recuit [1-16] I.3.3.2 ALLIAGES À DURCISSEMENT STRUCTURAL LES CARACTÉRISTIQUES MÉCANIQUES DES ALLIAGES À DURCISSEMENT STRUCTURAL SONT SUSCEPTIBLES DE VARIER LORS DE TRAITEMENTS THERMIQUES, DONC LORS D'UN SOUDAGE. LE CYCLE THERMIQUE EST DÉSIGNÉ PAR LA LETTRE T (TEMPER EN ANGLAIS), SUIVI D'UN NOMBRE INDIQUANT LE TYPE DE TRAITEMENT. IL CONSISTE EN UNE MISE EN SOLUTION À TEMPÉRATURE ÉLEVÉE (450-500 °C), PUIS UNE TREMPE SUIVIE D'UN VIEILLISSEMENT À TEMPÉRATURE AMBIANTE (VIEILLISSEMENT NATUREL) OU SUPÉRIEURE (REVENU). LES DIFFÉRENTS NIVEAUX DE DURCISSEMENT OBTENUS SONT DIRECTEMENT LIÉS À LA SÉQUENCE DE PRÉCIPITATION DANS LE MÉTAL (FIGURE 1.11). LE MÉTAL DE BASE PASSE SUCCESSIVEMENT PAR LES ÉTATS SUIVANTS : TREMPE -» MATURATION -> SOUS-REVENU À REVENU -> SUR- REVENU -> RECUIT a -> a + ZONES GP a -> a+P" -> a + (3' -» a+p' LA DÉCOMPOSITION DE LA SOLUTION SOLIDE SURSATURÉE a DÉBUTE PAR LA FORMATION DE ZONES DE GUINIER PRESTON (GP ZONES) OU SPHÉRIQUES, OU SOUS FORME D'AIGUILLES, COHÉRENTES AVEC LA MATRICE. CES ZONES INTRODUISENT DES DISTORSIONS ÉLASTIQUES DANS LE RÉSEAU DE LA MATRICE. LA DÉCOMPOSITION DE LA SOLUTION SOLIDE S'ACCENTUE DANS L'ÉTAPE SUIVANTE PAR LA DISSOLUTION DES ZONES DE GUINIER PRESTON, PRÉALABLEMENT FORMÉES ET PAR LA PRÉCIPITATION DE PARTICULES P". CES PRÉCIPITÉS APPARAISSENT SOUS FORME D'AIGUILLES LE LONG DES DIRECTIONS <100> DE LA MATRICE, COHÉRENTS AVEC CELLE-CI. LEUR DIAMÈTRE VARIE DE 15 À 60 A, ET LEUR LONGUEUR DE 160 À 2000 À. ILS DURCISSENT LA ' LLIAGE JUSQU'À SON MAXIMUM DE RÉSISTANCE MÉCANIQUE (T6). LA TROISIÈME PHASE MÉTASTABLE P' EXISTE SOUS FORME DE BÂTONNETS, ALIGNÉS SUIVANT LES DIRECTIONS <100> DE LA MATRICE, SEMI-COHÉRENTS PERPENDICULAIREMENT À LEUR AXE. LEUR LONGUEUR FAIT ENVIRON 3 ym. ILS GERMENT AUSSI BIEN SUR LES DISLOCATIONS DE LA MATRICE QUE DE FAÇON HOMOGÈNE. CETTE ÉTAPE SE TRADUIT PAR UN ADOUCISSEMENT DU MÉTAL CORRESPONDANT À UN ÉTAT DE SUR-REVENU. ENFIN, LA DERNIÈRE PHASE p EST LA PHASE D'ÉQUILIBRE. ELLE EXISTE SOUS FORME DE PLAQUETTES, INCOHÉRENTES AVEC LA MATRICE. LA MICROSTRUCTURE TEND À SE RAPPROCHER DE CELLE DE LÉ ' TAT RECUIT, LE PLUS STABLE DU POINT DE VUE THERMODYNAMIQUE. LA QUANTITÉ ET LA COMPOSITION DES PRÉCIPITÉS FORMÉS DÉPEND AUSSI DES COEFFICIENTS DE DIFFUSION DES ÉLÉMENTS PRÉSENTS DANS L'ALUMINIUM. LE MG ET LE ZN DIFFUSENT FACILEMENT. LE DURCISSEMENT EST DÛ À LA RÉSISTANCE AU DÉPLACEMENT DES DISLOCATIONS, CAUSÉE PAR LEUR INTERACTION AVEC LES PRÉCIPITÉS COHÉRENTS OU SEMICOHÉRENTS. 10 T«mpt FIGURE 1.11 FONCTION : ÉVOLUTION DU TEMPS DE DE LA DURETÉ REVENU D'UN ASSOCIÉE À ALLIAGE À LA COHÉRENCE ENTRE DURCISSEMENT PRÉCIPITÉS STRUCTURAL DE E T MATRICE TYPE 6 0 0 0 EN [ 1 - 1 6 ] LE CYCLE THERMIQUE IMPOSÉ PAR LE SOUDAGE PROVOQUE UNE DÉTÉRIORATION DE LA STRUCTURE DE PRÉCIPITATION DANS LA ZAT. LES CARACTÉRISTIQUES MÉCANIQUES DE LA ZF SONT DIMINUÉES. LE PHÉNOMÈNE PRINCIPAL MIS EN JEU EST LA FUSION DES COMPOSÉS EUTECTIQUES (À UNE TEMPÉRATURE INFÉRIEURE À LA TEMPÉRATURE DE FUSION DE L'ALUMINIUM) AUX JOINTS DE GRAINS DANS LA ZAT ET LE REJET, DANS LES ESPACES INTERDENDRITIQUES DU SOLUTÉ ENRICHI EN ÉLÉMENTS D'ADDITION. PAR AILLEURS, LES PRÉCIPITÉS GROSSISSENT S'ILS SONT PORTÉS À UNE TEMPÉRATURE SUPÉRIEURE À LA TEMPÉRATURE DE PRÉCIPITATION (SURVIEILLISSEMENT OU ÉTAT T7) [1-9]. LA ZAT, ELLE SE DIVISE EN TROIS SOUS-ZONES (FIGURE 1.12) : -LA PREMIÈRE (LA PLUS ÉLOIGNÉE) PRÉSENTE DES PRÉCIPITÉS DE TYPE P" GROSSIS -LA SECONDE EST CARACTÉRISÉE PAR LA TRANSFORMATION DES PRÉCIPITÉS DE TYPE |3" EN PRÉCIPITÉS P' -LA TROISIÈME A SUBI DES TEMPÉRATURES SUFFISAMMENT IMPORTANTES POUR DISSOUDRE LES PRÉCIPITÉS. UN GROSSISSEMENT DES GRAINS PEUT ALORS APPARAÎTRE. I ZONE FONDUE METAL DE BASE ZONE AFFECTEE THERMIQUEMENT A A <7 GROS F DISSOLUTION FIGURE 1.12 : ÉVOLUTION DU û DURCISSEMENT EN FONCTION DE LA TAILLE DES PRÉCIPITÉS [ 1 - 1 6 ] I.3.4 Principaux défauts rencontrés en soudage par faisceau laser d'alliages d'aluminium LES DÉFAUTS DE FORME SONT VISIBLES À LÉ ' CHELLE MACROSCOPIQUE. ILS DÉCRIVENT LÉ ' CART DE FORME DU CORDON PAR RAPPORT À LA MORPHOLOGIE IDÉALE. CES DÉFAUTS AFFECTENT GRAVEMENT LA RÉSISTANCE MÉCANIQUE DE L'ASSEMBLAGE. LES PRINCIPAUX DÉFAUTS DE COMPACITÉ ET DE FORME RENCONTRÉS EN SOUDAGE PAR FAISCEAU LASER D'ALLIAGES D'ALUMINIUM SONT : LES POROSITÉS, LE ' FFONDREMENT DU BAIN, LES CANIVEAUX ET LES EXPLOSIONS. D'AUTRES DÉFAUTS TELS QUE LES FISSURES OU LES LIQUATIONS NE MODIFIENT PAS LA MORPHOLOGIE DES CORDONS MAIS AFFECTENT LEUR TENUE MÉCANIQUE EN CRÉANT DES ZONES FRAGILES. ON PEUT RÉSUMER DANS LE TABLEAU 1.1, LES PRINCIPAUX DÉFAUTS RENCONTRÉS POUR CHAQUE FAMILLE D'ALLIAGE. LES PROPRIÉTÉS PHYSIQUES DES ALLIAGES D'ALUMINIUM SONT À L'ORIGINE DE LA MAJORITÉ DES DÉFAUTS RENCONTRÉS EN SOUDAGE LASER. L'IMPORTANTE RÉFLECTIVITÉ DU FAISCEAU INCIDENT, AJOUTÉE À DES CONDUCTIVITÉS THERMIQUES ÉLEVÉES INDUISENT DES PERTES IMPORTANTES D'ÉNERGIE. IL EST DE CE FAIT 11 nécessaire d'utiliser un faisceau incident d'une puissance supérieure à celle utilisée pour les aciers, de manière à créer un capillaire en soudage laser. familles Eléments d'alliage défauts 2xxx Al-Cu, Al-Cu-Mg, Al-Cu-Mg-Si et AlCu-Li fissuration 6xxx Al-Mn et Al-Mn-Mg 4xxx Al-Si 5xxx - 7xxx AI-Mg-AI-Zn fissuration porosités Porosités/cavités Eléments (Mg, Zn) à bas point de vaporisation Tableau 1.1 : famille d'alliages d'aluminium et principaux défauts Cette conductivité thermique importante couplée à des températures de vaporisation basse est systématiquement couplée à la création de cordons larges. De même, des occlusions de gaz sont observables [1-13]. En effet, du fait de faibles tensions de surface, et de la faible viscosité (particulièrement faibles pour les alliages d'aluminium), le bain est facilement déformé. Cette instabilité induit des fermetures du capillaire. On peut, à travers le schéma de la figure 1.13, mettre en évidence la spécificité du soudage laser des alliages d'aluminium par rapport à celle des aciers. Viscosité faible Réflectivité forte Conductivité thermique élevée Forte puissance incidente requise instabilités du keyhole formation de porosités Température de fusion basse Tension de surface faible Cordon large moins pénétré Déformation du bain (projections- caniveaux) Morphologie défavorable Figure 1.13 : corrélation entre les propriétés physiques des alliages d'aluminium et les défauts rencontrés en soudage laser La formation de porosités est le défaut le plus couramment rencontré, et ce quel que soit le procédé utilisé. Elles sont dues à trois phénomènes distincts : la solubilité de l'hydrogène, les instabilités du keyhole et les turbulences en surface du bain de fusion [1-12]. En effet, l'hydrogène est particulièrement soluble dans l'aluminium liquide. Lors de la solidification, l'excès d'hydrogène est rejeté sous forme de petites bulles observables dans le cordon solidifié. Ce type de défaut est fréquemment rencontré avec tous les procédés de soudage, et l'on préconise de réduire les sources d'hydrogène potentielles (eau, lubrifiants...) Nous présenterons une bibliographie complète sur la génération des porosités en soudage laser au début du chapitre III. Les caniveaux sont des défauts qui apparaissent sous la forme de manques de matière de chaque côté du cordon de soudure. C'est un lieu favorable à la concentration de contraintes exercées sur l'assemblage. Les caniveaux sont dus d'une part au retrait de solidification de l'alliage, et d'autre part à un mauvais mouillage du métal liquide sur le matériau de base, et aux instabilités du bain de fusion. Ce défaut peut généralement être comblé en modifiant les paramètres de soudage ou en utilisant du métal d'apport de nuance adéquate. Les explosions sont liées à l'évaporation intense d'éléments à bas point de vaporisation tels que le magnésium ou le zinc, qui crée une poche gazeuse qui remonte à la surface du bain liquide. Lorsque l'évaporation est très importante, la bulle est de dimensions importantes visà-vis de la taille du bain, et la remontée est violente. Le métal liquide est alors projeté de la 12 surface, le refroidissement rapide fige la cavité formée par l'explosion. On rencontre ce type de défaut lors du soudage d'alliages type 7xxx, ou de tôles en acier électrozinguées. Le soudage par faisceau laser, du fait du faible volume fondu, permet par rapport aux procédés conventionnels (TIG, MIG,...) de limiter les contraintes thermiques appliquées aux alliages d'aluminium. Cependant celles-ci sont parfois suffisantes pour amorcer des fissures dans le cordon. Les alliages des séries 2xxx et 6xxx sont particulièrement sensibles à ce phénomène. La solidification d'un métal ou d'un alliage s'accompagne toujours d'un retreint. En soudage, la zone fondue subit ce retrait en se solidifiant à l'arrière du bain de fusion, suivi par la contraction du métal solide. Pour les alliages d'aluminium, le rétreint lors de la solidification est estimé à 6 %. Celui-ci ne peut pas être compensé par le déplacement du métal de base si ce dernier est bridé. Il en résulte une déformation plastique de la zone fondue. Les alliages soudés ne sont pas toujours aptes à résister à de telles déformations. Des fissures apparaissent alors aux lieux de dernière solidification, là où les contraintes et la ségrégation sont maximales. Plusieurs facteurs modifient la sensibilité à la fissuration des soudures. Les deux principaux sont la vitesse de soudage et les éléments d'addition d'alliages [1-14]. Plusieurs auteurs se sont intéressés à l'influence des éléments d'alliage sur la sensibilité à la fissuration à chaud. La présence d'éléments d'addition en faibles proportions est le cas de figure le plus néfaste. Cette sensibilité maximale à la fissuration correspond pour un alliage binaire à la zone de solubilité maximale de l'élément d'addition dans l'aluminium et aux intervalles de solidification AT= T| -T | (figure 1.14). iq f s0 - - ! Composition Figure 1.14 : corrélation entre le diagramme courbe de sensibilité de phases (intervalle de solidification) à la fissuration [1-16] et la Dans la zone affectée thermiquement, proche de la zone fondue, les températures atteintes sont inférieures à la température de fusion des grains, mais suffisantes pour fondre les joints de grains. Ces derniers sont alors brûlés. On dit aussi qu'il y a eu liquation, c'est à dire fusion partielle de l'alliage dans cette zone. Les joints de grains étant fondus, la cohésion des grains de cette zone n'est plus assurée, ce qui se traduit par une chute des caractéristiques mécaniques. Toutes ces considérations font que l'application du soudage laser dans les industries demande la compréhension des phénomènes mis en jeu, ainsi que la réduction des défauts créés dans les cordons. 1.4 Modélisation du soudage des alliages d'aluminium [1-16] Les tentatives de modélisation des opérations de soudage dans les alliages d'aluminium sont moins nombreuses que dans les aciers parce que l'usage des alliages d'aluminium est moins courant. Les modèles existants sont en général soit thermométallurgiques, soit 13 thermomécaniques. Nous ne présenterons ici que les modèles relatifs aux transformations métallurgiques en cours de soudage. Les modélisations des transformations à l'état solide qui apparaissent dans la ZAT, sont issues de l'analyse des mécanismes de diffusion. Ils peuvent se classer en deux catégories : - Les modèles de dissolution et de coalescence dans les alliages dits à durcissement structural - Les modèles de recristallisation et de grossissement de grains dans les alliages dits à durcissement par écrouissage. Dans les alliages à durcissement structural, la quantité de précipités dissous est difficile à établir car elle demande des techniques d'observation très élaborées afin de détecter les précipités de petite taille (inférieure au micromètre). Les modèles présentés ci-dessous [1-16] ne concernent que les alliages à durcissement structural. Le modèle de Shercliff et Ashby [1-17] prévoit la fraction volumique (f) et la taille des précipités (r) t 1-exp f =f„ 1 •exp R J_ formule 1.9 J) où fmax est la fraction volumique maximale des précipités ;Q est l'énergie libre du soluté ;T est la température du solvus métastable (température basse) ;T est une constante de temps qui dépend de la température. S S Shercliff et Ashby considèrent que les précipités sont sphériques et négligent leur rayon initial. Leur rayon r est supposé évoluer à fraction volumique constante suivant une loi de coalescence de la forme : r 3 cl =—exp RT où Q est l'énergie d'activation de diffusion des atomes entre particules ; c est une constante qui dépend de la composition de la matrice. formule 1.10 c Enfin, d'après l'étude des interactions dislocations-précipités, la limite d'élasticité de l'alliage a est reliée à f et r par l'expression : 1 a =o + 0 1 + - a i f , / 2 r 1 / 2 a,f 12/-1 où cr est une constante liée au durcissement 0 le terme ,\ a.f contournement formule 1.11 intrinsèque et par solution solide ; provient du cisaillement ; le terme 12 / 12 / ; a et a sont des 1 2 } est dû au franchissement par a f"V constantes. 2 A partir d'une cinétique isotherme de grossissement de précipités contrôlée par diffusion, le modèle de Martukanitz [1-18] établit un modèle d'adoucissement d'un alliage 6000 (initialement à l'état T6) de la forme a = a exp(-k,t) formule 1.12 Les constantes a et ki sont déterminées grâce à des essais de dureté réalisés sur des échantillons recuits. Ces recuits sont effectués à des températures comprises entre 285°C et 430 °C maintenues pendant de courtes périodes (1, 3, 6, 10 et 90 secondes) sur machine à chauffage par effet Joule de type « Gleeble ». L'équation (1.13) est appliquée aux conditions anisothermes du soudage en adoptant la règle d'additivité : dt formule 1.13 CT =CT C. avec max max maxexp(-k,e) 14 où 9 est un facteur qui représente la quantité transformée durant le cycle de soudage ;Q est un temps équivalent fonction de la température donné par la cinétique :t est le temps de début du cycle thermique ;t, est le temps de fin du cycle thermique. 0 Enfin, si l'on considère le modèle de Myhr et Grong [1-19] rappelé par Sarrazin [1-16], l'adoucissement par dissolution des précipités est du type : HV-HV HV m i n -HV • ~ 1 - y Formule 1.14 avec y = fraction de précipités dissous = et t =t .exp r R T r dt T avec t = temps maximal nécessaire pour dissoudre les précipités à la température Energie d'activation qui gouverne la cinétique (entre 50 et 100 kJ/mole) r critique T , Q= r I.5 Présentation de l'étude 1.5.1 Objectifs de l'étude Dans l'étude que nous nous proposons de réaliser, la réduction des défauts et notamment des porosités est notre objectif premier. Deux méthodes sont envisagées pour réduire les taux de porosités : la préparation de surface et l'effet du dédoublement d'un faisceau (bispot). La préparation de surface est envisagée afin de réduire une source d'hydrogène potentielle favorisant la création des porosités. Afin d'étudier l'effet de la pollution de surface, notre choix de matériaux s'est porté sur un premier alliage de fonderie, type AS7G03 (7% Si), possédant une importante croûte de fonderie, très polluée. La soudabilité laser de cet alliage n'a pas été étudiée à notre connaissance, en terme d'effet de la croûte de fonderie sur la génération de porosités. Nous étudierons également un autre alliage, le 5083 (4.5 % Mg), qui du fait de sa forte teneur en magnésium, élément à bas point de vaporisation est également sensible à la formation de porosités. La soudabilité par laser du 5083 a été étudiée de manière plus conséquente notamment par l'équipe de Matsunawa, du JWRI (Japan Welding Research Institute). Le dédoublement du faisceau d'après certains auteurs [I-20] est favorable à la réduction des taux de porosités, mais les mécanismes mis en jeu ont été peu ou pas étudiés. I.5.2 Choix des conditions opératoires Le laser permet d'atteindre des profondeurs de pénétration variables, quoique moins importantes que sur des plaques d'acier, pour la puissance des sources et le type d'alliage d'aluminium considérés. La démarche consiste à obtenir une densité de puissance maximale. Pour cela, on veillera à utiliser des optiques à focale de l'ordre de 150 - 200 mm, et des lasers possédant une relativement bonne qualité de faisceau. En ce qui concerne le procédé laser, le type de source (0O , Nd :YAG) et le mode (puisé ou continu) doivent être également adaptés aux matériaux et aux épaisseurs à souder. Le Nd :YAG semble plus adapté pour le soudage des aluminiums. En effet, ce dernier absorbe mieux le rayonnement du laser Nd :YAG (1.06 pm) que celui du laser à C0 (10.6 p m ) . Nous disposons pour nos expérimentations d'une source laser Nd:YAG, continue de forte puissance, de type HAAS-4006D. Ce laser est muni en sortie de cavité d'une fibre optique en en silice à saut d'indice de diamètre 600 p m . La puissance laser en sortie de fibre peut atteindre 4 KW. Le faisceau laser, de longueur d'onde 1.06 pm présente une importante divergence en sortie de fibre. Un système spécifique, constitué de deux lentilles convergentes de silice, permet de collimater le faisceau dans un premier temps, puis de le 2 2 15 focaliser sur pièce. La figure 1.15 montre le laser Haas utilisé ainsi le système de transport du faisceau et l'ensemble laser (cavité + amplification + système de pompage par lampes flash). La figure 1.16 présente le montage expérimental utilisé. figure 1.15 : principe du transport du faisceau La puissance laser nécessaire et la vitesse de soudage dépendent de la profondeur de soudage souhaitée. Pour les alliages d'aluminium, elle semble être, en soudage par laser YAG, de l'ordre de 1 kW par mm de pénétration pour des vitesses comprises entre 3 et 6 m/min (environ 2 kW par mm pour un laser C0 sur la même gamme de vitesses). Les matériaux à souder présentent des épaisseurs de l'ordre de 4 mm. Une puissance de 4 kW sera mise en œuvre. La source laser Nd :YAG impulsionnelle (IQL 80, de chez Quantel SA) permet de délivrer des impulsions de durée comprises entre 1 et 25 ms, à des fréquences variant de 1 à 1000 Hz. Les puissances moyennes sont inférieures à 2000 W. Les puissances crêtes maximales atteintes (E(J)/x(ms)) sont de l'ordre de 45 kW. Dans le cadre de cette étude, les durées d'impulsion sont de 4 ms, et les puissances moyennes de 1200 W, pour des fréquences de 30 à 40 Hz. Les vitesses de soudage sont comprises entre 0.1 et 0.5 m/min. Dans le cas du laser Nd :YAG, le choix de la distance focale fixe le diamètre de la tache focale pour une fibre de diamètre donnée (typiquement 600 prn) et une lentille de collimation de focale donnée (ici 200 mm). Dans notre cas nous utiliserons des lentilles avec des distances focales de 150 mm. Il faut savoir que la profondeur de champ est d'autant plus grande que la focale est longue. Ainsi une grande profondeur de champ présente de nombreux avantages : -limite moindre au niveau de la pénétration ou de l'épaisseur des matériaux qui peuvent être utilisés -plus grande tolérance du procédé quant à la position focale dans la direction du faisceau, et donc sur les variations de distance tête de faisceau - pièce. 2 Figure 1.16 : montage expérimental 16 en Nd :YAG continu POUR OPTIMISER L'ABSORPTION, IL EST PRÉFÉRABLE D'ADAPTER LE diamètre de la tache focale À LA PROFONDEUR DE PÉNÉTRATION SOUHAITÉE. NOUS DISPOSONS POUR NOS ESSAIS, D'UNE TACHE FOCALE DE 450 / / M . IL EST ÉGALEMENT POSSIBLE D'OBTENIR DES DOUBLES TACHES PAR INSERTION D'UN PRISME ENTRE LA LENTILLE DE COLLIMATION ET DE FOCALISATION, DE FAÇON À MODIFIER LES TRANSFERTS THERMIQUES DU BAIN FONDU. LA TECHNIQUE BISPOT SERA EXPLIQUÉE EN DÉTAIL AUX CHAPITRES III ET IV. Le gaz de protection SERT À LIMITER L'OXYDATION DE LA SOUDURE (FORTE AFFINITÉ DE L'ALUMINIUM AVEC 0 . UN MÉLANGE ARGON-HÉLIUM (ARCAL 37) EST GÉNÉRALEMENT EMPLOYÉ POUR LE SOUDAGE DES ALLIAGES D'ALUMINIUM. PLUSIEURS CONFIGURATIONS DE PROTECTION SONT POSSIBLES : EN CE QUI NOUS CONCERNE, ON UTILISERA UNE PROTECTION ARRIÈRE, QUI PROTÉGERA LE BAIN EN COURS DE SOLIDIFICATION, INCLINÉE DE 30°, À 15 M M DE DISTANCE DU FAISCEAU, AINSI QU'UNE BUSE CYLINDRIQUE DE 8 M M DE DIAMÈTRE. UN DÉBIT DE 20 L/MIN (VITESSE DU FLUIDE : 7-8 M/S) SERA MIS EN ŒUVRE. LES PARAMÈTRES DE PROTECTION GAZEUSE DOIVENT ÊTRE OPTIMISÉS. LE SOUDAGE DES ALLIAGES D'ALUMINIUM S'ACCOMPAGNE D'UNE QUANTITÉ IMPORTANTE DE GOUTTELETTES D'ALUMINIUM FONDU ÉJECTÉES DU BAIN. POUR PRÉVENIR CES PROJECTIONS, UN JET D'AIR COMPRIMÉ ( « CROSS-JET » ) SITUÉ ENTRE LE BAIN DE FUSION ET LES OPTIQUES EST SOUFFLÉ, PERPENDICULAIREMENT AUX PROJECTIONS. C O M M E CELA A ÉTÉ VU PRÉCÉDEMMENT, LE TAUX DE RÉFLEXION DE L'ALUMINIUM À LA LONGUEUR D'ONDE EST DE 80 % À 1.06 jjm ET 90 % À 10.6 / / M (C0 2 ), LE TAUX DE RÉFLEXION ÉLEVÉ REND PARFOIS L'AMORÇAGE DU CAPILLAIRE DIFFICILE. ON PROCÈDE À UNE inclinaison de la tête : SI LE FAISCEAU EST ORIENTÉ PERPENDICULAIREMENT À LA SURFACE RÉFLÉCHISSANTE, 80 % DE LA PUISSANCE INCIDENTE EST RÉFLÉCHIE VERS LA CAVITÉ LASER, CE QUI RISQUE D'ENDOMMAGER LES OPTIQUES OU LA FIBRE. LA TÊTE EST DONC INCLINÉE DE QUELQUES DEGRÉS VERS L'ARRIÈRE DU BAIN. AFIN D'ÉTUDIER L'EFFET DE LA GRAVITÉ SUR LES GÉOMÉTRIES DE CORDONS ET SUR LA FORMATION DE POROSITÉS, DIFFÉRENTES positions de soudage SERONT ÉTUDIÉES EN MODE CONTINU : À PLAT, DEUX EN VERTICALE MONTANTE OU DESCENDANTE. C E S DERNIERS RÉSULTATS SERONT PRÉSENTÉS EN ANNEXE. ON PEUT RÉSUMER DANS UN TABLEAU TOUTES LES CONDITIONS DE SOUDAGE UTILISÉES : 2 Mode Mode continu Mode puisé Puissance (kW) 4 ( 0 spot laser : 450 //m) Gaz Arcal 37 20-25 l/min 2 ( 0 spot laser :450 /jm) Arcal 37 20-25 l/min Tableau 1.2 : conditions laser Position de soudage Plat Vertical montant Vertical descendant Plat V (m/min) 3-5 0.1-0.5 utilisées Conclusion Dans ce chapitre, un rappel bibliographique concernant le soudage laser des alliages d'aluminium a été présenté. Le processus de soudage par keyhole est décrit, dans un premier temps, ainsi que les modifications métallurgiques, thermiques, et mécaniques induites lors du passage à l'état liquide du cordon. Les défauts rencontrés et en particulier, les porosités, sont issues de l'instabilité inhérente du capillaire, couplée à l'affinité de l'hydrogène pour l'aluminium. Le soudage laser des alliages d'aluminium peut donc s'avérer critique suivant les types d'alliages et les conditions expérimentales utilisées. Nous développerons ces points de manière plus détaillée, dans le chapitre III, qui présentera une bibliographie complète concernant l'origine des porosités. Avant cela, une caractérisation métallurgique des cordons obtenus est mise en œuvre dans le chapitre suivant, à partir des conditions expérimentales retenues. Références [I-1JH. Sakamoto, K.Shibata, « LASER WELDING OF DIFFÉRENT ALUMINUM P P 96-107 [L-2]K.Chouf, « ETUDE DU COMPORTEMENT DU CAPILLAIRE EN RÉGIME PÉNÉTRATION », THÈSE DE DOCTORAT, UNIVERSITÉ DE PARIS XIII, 17 1999 ALLOYS», ECLAT'92, (1996), DE SOUDAGE LASER FORTE [l-3]A.Poueyo-Verwaerde, « Etude des processus physiques du soudage de cibles métalliques par un laser C02 continu de puissance », Thèse de doctorat, Université de Bourgogne, 1996 [l-4]T.J.Colla, M.Vicanek « Heat transport in melt flowing past de keyhole in deep pénétration welding » J. of Physics, D: Applied Physics, volume 27, pp 2035 - 2040 , 1994 [l-5]G.L.Mara, "pénétration mechanisms of électron beam welding and the spiking phenomenon ", Welding journal, 1974, volume 53, n°9, pp 246-251 [l-6]R.Fabbro, « Basic processes in deep pénétration laser welding », Icaleo 2002 [l-7]E.T.Smith, E Kannatey-Asibu, « Visualisation and acoustic monitoring of laser weld pool oscillatory behavior », Icaleo 1999, section D, p1 - p9 [l-8]J.Kroos, U.Gratze, « Dynamic behaviour of keyhole in laser welding », Journal of applied physics, volume 26, pp 481-486, 1993 [l-9]C.Mayer, « optimisation du soudage bord à bord par faisceau laser C0 de tôles d'alliages d'AI-Mg : étude de la microstructure et du comportement mécanique des soudures », thèse de doctorat de PINSA de Lyon, 1996 [1-10]A.Frenk, W.Kurz, « Formation des microstructures dans les traitements laser », Laser de puissance et traitements des matériaux, chapitre 10, pp195-216 [1-11]ASM speciality handbook, « aluminum and aluminum alloys », New York, ASM International, 1998, p 675, p 719 [l-12]M.Kutsuna, Q.Yan, «Behaviors of hydrogen and magnésium in porosity formation in C0 laser welds », Cisffel'98, Toulon, pp223-232 [1-13]L.Cretteur, S.Marya « Development and application of flux paste for laser welding of aluminium alloys », Welding International, volume 14, numéro 2, pp 120-134, 1999 [1-14]A.Haboudou, « soudage laser par transparence des alliages 6016 sur 5182 : étude des problèmes de fissuration », rapport de stage du DEA de métallurgie, Université d'Orsay, 1999 [1-15]O.Wallée, « Contribution à l'étude du soudage d'alliages d'aluminium avec fil d'apport» Thèse de doctorat, Université Louis Pasteur, 2000 [1-16]E.Sarrazin, « Modélisation du soudage d'alliages d'aluminium », Thèse, Ecole Polytechnique, Dec 1995 [1-17]H.R.Shercliff, M.F.Ashby, « a process model for âge hardening of aluminium alloys -I The model II Application ofthe model » Acta. Metall. Mater. Vol 38, pp1789-1812, 1990 [1-18] R.P.Martukanitz, « Modelling of the heat affected zone of aluminium arc welds », ASM International, Alcoa Laboratories, 1986, p 193 [1-19] O.R.Myhr, G.Grong, « Process Modelling applied to 6082-T6 aluminium weldments I reaction kinetics, Il Applications ofthe model », Acta.Metall.Mater, 39, 1991, p 2693 [1-20]T.lwase, S.Shibata, « Real time observation of dual focus beam welding of aluminium alloys », Icaleo 2000, section C, p 26 2 2 18 C h a p i t r e II : Caractérisation métallurgique des cordons Chapitre II : Caractérisation métallurgique des cordons Introduction Le soudage laser met en œuvre des densités d'énergie importantes de façon très localisée (entre 0.3 et 0.6 mm de diamètre de dépôt dans notre cas), ce qui entraîne des cinétiques de chauffage et de refroidissement extrêmement rapides dépassant largement les conditions d'équilibre thermodynamiques. Les structures métallurgiques qui en résultent sont donc trè spécifiques. Nous nous proposons dans ce chapitre d'étudier les variations d'ordre métallurgique, induites par différentes conditions de soudage laser (Puissance et Vitesse variables, mono et bispot) en terme de microstructure, de composition élémentaire et de microdureté locale sur deux alliages d'aluminium : l'alliage 5083 (Al 4.5Mg) corroyé, durci solution solide par 4.5 % de magnésium, et l'alliage de fonderie AS7G03, contenant 7% de silicium, et durci structuralement par précipitation de Mg Si. Les spécificités de l'un et l'autre des deux alliages par rapport au soudage laser seront mises en évidence. 2 11.1 RAPPELS BIBLIOGRAPHIQUES 11.1.1 L'aluminium L'aluminium [2-1] est le métal le plus largement employé après l'acier. Allié à différents éléments (Si, Mg, C u , Zn), il peut présenter d'excellentes caractéristiques mécaniques et/ ou assurer une grande résistance aux agents atmosphériques et à de nombreux produits chimiques. 3 C'est un métal léger (2.7 g/cm ), avec une faible température de fusion (660°C) qui possède une conductivité thermique et électrique élevée. Ses propriétés physiques, comparées à celle du fer sont rappelées dans le tableau 11.1. Elément Fe Al Température de fusion (°C) 1536 660 T de vaporisation (°C) 3000 2470 Conduct.thermique (W/m/°K) 63 215 Réflect. (À=10.6um)% à T° 96 99 Viscosité ( l O ^ P a . s ) 5.03 1.235 Tension de surface (N/m) 1.806 0.665 a m b Tableau II. 1 : propriétés physiques de l'aluminium et du fer Enfin l'aluminium est naturellement recouvert d'une couche d'oxyde ( A l 0 ) , uniforme, protectrice, résistante dont la structure peut emprisonner des polluants (huile, eau,...) ou m ê m e des poussières [2-1]. Le processus d e formation d e cette couche d'oxyde est assez complexe. D e nombreux paramètres influent sur sa structure cristallographique, son épaisseur, et sa composition comme le degré d'hygrométrie de l'atmosphère, les éléments d'alliage présents dans le matériau de départ, et la température. Toutes ces données seront étudiées en détail e n début de chapitre III. 2 19 3 11.1.2 Présentation des alliages 11.1.2.1 L'alliage de fonderie AS7G03 Y33 (A356 - T6) a) Généralités Cet alliage appartient à la famille des Al-Mg-Si hypoeutectiques. Les nuances Al-Si possédant un eutectique à 12% se caractérisent principalement par une grande fluidité à l'état liquide et peu de retrait au refroidissement ; ce qui explique leur part importante dans l'utilisation industrielle des alliages d'aluminium moulés. Le mode de durcissement structural T6 est obtenu par précipitation de Mg Si, lors d'un traitement thermique qui consiste en une mise en solution (10h à 540°C), une trempe à l'eau froide, puis un revenu (typiquement 160°C) d'une durée variable. La mise en solution permet, outre son effet sur le silicium, d'homogénéiser la teneur en magnésium dans la matrice et de dissoudre une partie des particules de Mg Si. La trempe à l'eau froide permet de conserver la sursaturation en Si et Mg de la solution solide, le revenu conduisant à une précipitation de la phase P', aiguilles fines semi-cohérentes puis à des plaquettes p, qui correspondent à la phase d'équilibre de Mg Si. L'adoucissement peut suivre avec la perte de cohérence et le grossissement de Mg Si (sur-revenu T7), le Si restant étant présent sous forme de Si primaire dans l'eutectique. Le cycle de précipitation s'écrit : 2 2 2 2 Solution solide a -> 0"(zones de Guinier Preston) -> P'7 p' -> P' /p -> p (formule 11.1) La dernière étape correspond à l'état sur-revenu T7. Le % de Mg dans la composition initiale conditionne ses propriétés mécaniques. Ainsi un AS7G0.6 est sensiblement plus résistant qu'un AS7G0.3 Les applications de cet alliage moulé sont nombreuses dans l'industrie automobile (jantes, essieux, étriers de freins, bras de suspension) b) Les défauts de fonderie dans les alliages moulés - Oxygène : L'oxydation des alliages d'aluminium (Al 0 ) est lente à froid, mais très rapide à l'état liquide [2.2]. Ce phénomène est accentué par le fait que la pellicule d'alumine déjà formée est poreuse à l'oxygène de l'air et tend alors à s'épaissir assez rapidement. Cette alumine a une densité par rapport à l'eau nettement supérieure à celle de l'alumine liquide, mais sa forme spongieuse et sa tension superficielle élevée font qu'elle ne décante pratiquement pas dans les bains. 2 3 - Hydrogène : L'aluminium et ses alliages, à l'état liquide, présentent une très nette tendance à absorber l'hydrogène. Or l'hydrogène est présent sous forme d'humidité (hydrures, vapeurs d'eau) dans presque tous ce qui entoure la fusion (fondant, réfractaire, métal,...) Cette forte affinité de l'aluminium avec l'hydrogène se traduit par la formation de microporosités [2-2]. c) L'alliage utilisé L'alliage utilisé, dont la composition chimique est présentée en table 11.2, est moulé en coquille. Ce mode d'élaboration conduit à la formation de pièces possédant une bonne précision dimensionnelle. Le métal se présente alors sous forme de plaques de dimensions 10 X 20 X 4 mm. La croûte de fonderie est très rugueuse et épaisse. On l'estime à quelques micromètres environ par mesure grâce à la technique des courants de Foucaut. On observe également sur des coupes polies quelques retassures laissées par le retrait du métal liquide lors de la solidification, avec des tailles comprises entre 100 et 200 y m . Toutefois, par analyse d'image, on en détecte moins de 0.5 %, en rapport surfacique. 20 11.1.2.2 L'alliage corroyé a) Généralités La nuance 5083 est un alliage corroyé de la famille des Al-Mg, présentant de bonnes propriétés anti corrosion, et largement utilisé dans la marine, ou dans l'industrie automobile (carrosserie). Cet alliage appartient à la famille des alliages non trempants c'est à dire sans durcissement structural. Sa composition en éléments d'alliage est résumée dans le tableau II.2. Les tôles initiales sont obtenues par un laminage qui se fait en deux étapes : - tout d'abord un laminage à chaud de 550 °C à 250 °C permet de réduire grossièrement l'épaisseur de la pièce. Les épaisseurs obtenues varient de 2 à 10 mm. - ensuite un laminage à froid permet d'obtenir l'épaisseur désirée [2-3], dans notre cas 3 ou 4 mm. b) Défauts dans les alliages corroyés Les défauts rencontrés se situent généralement à la surface. L'aluminium chaud colle aux cylindres. Les collages créent des défauts de surface avec inclusions d'oxydes de quelques dizaines de micromètres. Pour les éviter, on utilise des lubrifiants appliqués sous forme d'émulsion aqueuse [2-3]. Les procédés de déformation à chaud tendent à faire disparaître la structure de coulée : les particules eutectiques sont fragmentées, les pores sont refermés par la présence de contraintes hydrostatiques et par la facilité d'écoulement à chaud de la matrice métallique. Au cours de la déformation, les dislocations créées sont annihilées, par des phénomènes de restauration ou de recristallisation qui évitent un durcissement du matériau par écrouissage. Le matériau peut alors se retrouver à l'état durci par écrouissage (H), uniquement après le procédé de déformation à froid. c) L'alliage étudié L'alliage étudié est utilisé à l'état recuit, O, ce qui permet de faire récupérer à l'alliage initialement déformé plastiquement (se trouvant donc dans un état écroui), tout ou partie de sa capacité de déformation plastique. L'état de durcissement initial de l'alliage est donc minimal. L'alliage étudié se présente sous la forme de plaques de 3 à 4 mm d'épaisseur. Le tableau IV.3 présente les propriétés physiques des deux alliages étudiés. élément AS7G03 5083 Si 6.8-7.5 0.4-0.7 Fe 0.6 0.4 Cu 0.25 0.1 Mn 0.35 0.4-0.1 Mg 0.20-0.45 4.0-4.9 Zn 0.35 0.25 Tableau 11.2 : Composition chimique (% massique) des 2 alliages matériau Temp. Fusion °C AS7G03-T6 5083-O 560-616 590-638 Conduct. Therm. (W/m/K) 150 117 Lim.élastique (Mpa) 185 145 Tableau 11.3 : propriétés physiques des alliages 21 Ti 0.25 0.15 étudiés % élong. 5% 22% 11.2 MICROSTRUCTURE DES CORDONS, INFLUENCE DU PROCÉDÉ 11.2.1 Microstructure des matériaux de base Il .2.1.1 Analyses métallographiques Après découpe des éprouvettes, les échantillons sont polis selon la procédure suivante : - Papier SiC (240-500 -800-1200 - 2400- 4000), 2 à 3 minutes pour chaque papier - Pâte diamantée 3 //m, 3 minutes - Polissage à la solution d'OPS (suspension de Si0 ) Les échantillons précédemment polis sont alors attaqués chimiquement au réactif de Keller (chlorhydrique-acide fluorhydrique) afin de révéler leur microstructure. Chaque matériau possède une microstructure et une taille de grains spécifique, dans l'état de traitement thermique considéré. L'alliage 5083-O, sur la figure II.1a présente une taille de grains de l'ordre de 300 //m, sans texture de laminage apparente (elle a disparu lors de l'opération de recuit). L'alliage de fonderie (figure 11.1 b) présente une structure classique d'alliage de fonderie, avec des dendrites d'aluminium de l'ordre de 60 à 80 //m séparées par de nodules de silicium primaires Si (en noir sur la fig 2.b) dans les espaces interdendritiques. A titre comparatif, ces valeurs sont en accord avec celles reportées dans [2-8]. On note également la présence de nodules de silicium primaires, dans les intervalles interdendritiques. Les joints de grains n'ont pas pu être révélés par attaque chimique. D'après [2-8], et pour des tailles de dendrites comparables, on peut alors estimer la taille des grains entre 300 et 500 //m. 2 Figure II. 1 : Microstructures des matériaux de base a) 5083 O, b) AS7G03 T6 11.2.1.2 Caractérisation des matériaux de base par Spectrométrie à Dispersion d'Energie (EDS-MEB) Cette première partie de l'étude s'est attachée à caractériser les matériaux de base, en terme de composition locale, de distribution d'éventuels précipités et de microstructure. a) Préparation des échantillons et conditions expérimentales Les échantillons pour avoir des résolutions de l'ordre du nanomètre doivent être de dimension précise soit une section de 5 mm et une hauteur de quelques millimètres. Si l'on veut des résolutions inférieures, l'échantillon peut aisément aller jusqu'à 25 mm de section. 22 Les observations des coupes transverses ont été réalisées en imagerie conventionnelle en mode SEI (secondary électron imaging : électrons secondaires), ou en BEI (backscattered électron imaging : électrons rétrodiffusés) pour l'étude des contrastes chimiques, le tout étant effectué avec un courant de filament de 2.5 A et une tension accélératrice de 15 kV. Il est impératif dans ce dernier cas d'observer des échantillons non attaqués, afin de s'affranchir des artefacts dus à la topologie. La microanalyse par dispersion d'énergie nous a permis d'étudier deux catégories d'éléments : - les éléments légers : Al, Mg, Si, de numéro atomiques voisins, les raies Ka se situent à 1.486, 1.253, 1.739 keV. La déconvolution des pics est difficile. - les éléments lourds, type Fe, Mn, dont les premières raies sont autour de 6 KeV . Pour une tension d'accélération de 15 kV, la taille de la zone d'analyse est d'environ 2 //m. b) Etude de TAS7G03 Plusieurs « pointés EDS » effectués au niveau du métal de base, ont donné des valeurs de l'ordre de 5.7 % de silicium contre 1.8% de magnésium. Les valeurs de teneurs en magnésium sont donc surestimées par rapport aux données théoriques (% Mg : 0.3%). On attribue cette erreur à la fois au temps de comptage trop court (30 secondes) et à un problème de déconvolution des pics d'aluminium et de magnésium. La figure II.2 représente les deux types de précipités rencontrés dans l'analyse du matériau de fonderie. Le premier type de précipités, qui apparaît grisé en électrons rétro diffusés, est de forme allongée. D'après l'analyse semi-quantitative, ce sont des composés stoechiométriques AISi avec des tailles de l'ordre de 2 pm. D'après le diagramme AISi, les proportions correspondent à l'ancien eutectique qui du fait du traitement de trempe suivi d'un revenu (T6) aurait eu le temps de globuliser et de grossir pour former un précipité. Elément détecté Al Si pourcentage 47% 52% Tableau 11.4 : analyse EDS sur précipité de formule AISi Le deuxième type de précipités est de taille inférieure (0.5 pm). En rétro-diffusé il apparaît très blanc et de forme anguleuse. L'analyse semi quantitative nous révèle que ce sont des précipités à base de fer. Les proportions respectives en Al, Fe, Si et Ni sont résumées dans le tableau 11-5. Les composés susceptibles de se former sont des précipités type AlFeSi dont une stœchiométrie possible est AI FeSi [2-9]. Toutefois, compte tenu des compositions mesurées, la stœchiométrie n'est pas strictement respectée. 5 Elément détecté Al Fe Si Ni pourcentage 76% 14% 4% 4% Tableau 11.5 : analyse EDS sur les précipités base Fer On peut également noter que les précipités responsables du durcissement structural pour IAS7G03, (de type Mg Si), ne sont évidemment pas identifiables par une analyse au MEB, du fait de leur taille nanométrique. Des études en microscopie en transmission (MET) auraient été souhaitables. 2 23 FIGURE. 11.2 : IMAGE EN ÉLECTRONS SECONDAIRES (SEI) DU MÉTAL DE BASE c) Etude de l'alliage 5083 Un pointé EDS sur le matériau de base nous indique 5% de magnésium et 0.3% de fer, ce qui correspond aux valeurs théoriques. Une photo du métal de base (figure 11.3) montre deux types de précipités, orientés selon l'ancienne texture du matériau laminé (et malgré le recuit intermédiaire). Ces précipités, assez fins, ont donc été fractionnés en fragments de dimension variable par l'opération de laminage. Le premier type de précipités, noir et de forme arrondie avec un diamètre de l'ordre de 3 /ym sort en EDS sous la forme d'un précipité à base de Silicium et de Magnésium. Les pourcentages de silicium et de magnésium mesurés pour ces précipités correspondent aux conditions de formation du Mg Si depuis la phase liquide selon l'équation suivante : liq -> Al + Mg Si + Si avec 5% de magnésium et 13 % de silicium, ce qui est proche des valeurs mesurées par analyse semi quantitative (tableau II-6). 2 2 FIGURE II.3.: IMAGE EN ÉLECTRONS SECONDAIRES (SEI) DU MÉTAL DE BASE Un deuxième type de précipités, très anguleux, apparaît très clairs (donc lourds) en électrons rétrodiffusés. L'analyse X révèle la présence de fer à 20 % (tableau II.7). Elle montre également 24 la présence de l'oxygène que l'on ne peut malheureusement pas quantifier en analyse X. On estime les dimensions de ces précipités entre 5 et 30 //m de diamètre . Elément détecté Al Si Mg pourcentage 77% 18% 4% Tableau 11.6 : analyse EDX d'un précipité sombre base Si Elément détecté Al Fe Mg pourcentage 77% 20% 2% Tableau 11.7: analyse EDX sur précipité clair base Fer Compte tenu du diagramme binaire AlFe, et des taux de Al et Fe ces précipités pourraient correspondre à des composés intermétalliques de type AI Fe (75-25). Les précipités identifiés sur 5083 sont globalement en accord avec ceux précédemment obtenus par Katayama [2-4] sur le 5456 (AIMg5Mn1), à 5% de magnésium : - un premier, de type AIMgSi, qui apparaissait sombre, avait été attribué à des précipités Mg Si, - un deuxième, de type AlFeMn apparaissait clair et correspondait à la phase (Fe,Mn)AI , mais pouvait également être composé de FeAI +MnAI . 3 2 6 3 6 II.2.2 Modifications métallurgiques induites par les configurations mono et bispot Dans ce paragraphe, nous nous proposons d'évaluer les effets comparés de configurations de soudage monospot et bispot vis à vis de l'aspect de surface des cordons, des coupes transverses obtenues, ainsi que des microstructures et des compositions chimiques locales des zones fondues (ZF) et des zones affectées thermiquement (ZAT). Le but est donc d'identifier une possible spécificité métallurgique des cordons soudés en bi-spot. Comme le soudage bispot induit des diminutions de profondeurs de pénétration, nous avons choisi de travailler à profondeur de pénétration constante (de l'ordre de 3 mm) quelle que soit la configuration de soudage, c'est à dire de diminuer la vitesse de soudage en bi-spot. On étudiera également les variations de microdureté locale induites par les deux configurations de soudage. 11.2.2.1 Préparation des échantillons Des coupes transverses des lignes de fusion ont été observées en microscopie optique grâce à plusieurs réactifs d'attaque. Le réactif de Keller (acide chlorhydrique-acide fluorhydrique) permet de révéler la zone fondue sur les deux alliages. Toutefois, sur le 5083, on révèle plus facilement les grains en ZF avec le réactif de Reynolds (bichromate de potassium-acide fluorhydrique). Sur l'alliage de fonderie, aucune attaque ne s'est révélée efficace pour identifier les grains, et seules les dendrites en ZF ont pu être visualisées au microscope optique. 11.2.2.2 Observation des cordons Les cordons obtenus sont généralement pénétrants mais non débouchants. L'aspect de surface est homogène tout au long du cordon. Sur le 5083, en configuration monospot, la surface du cordon est souvent perturbée. On y détecte la présence de caniveaux et de projections de 25 matière entraînant des surépaisseurs locales. Ce phénomène semble lié à la fluidité importante de l'aluminium à l'état liquide qui engendre facilement la formation de défauts, liés à l'instabilité des bains et, dans le cadre du soudage laser, des keyholes. L'AS7G03 quant à lui, présente un aspect de surface assez lisse, quelle que soit la configuration de soudage choisie. On attribue cet effet à la présence de l'importante croûte de fonderie, non refondue pendant le procédé (T =2040°C), qui tend à réduire les projections de matière, en stabilisant le bain liquide. f Monospot V=5 m/min Bispot 0.45 L V=4 m/min Bispot 0.75 L \/=2.5 m/min Figure 11.4 : Caractérisation des états de surface des cordons (loupe binoculaire, X 8 La figure 11.4 présente les aspects de cordons obtenus en monospot et en bispot pour deux distances interspot, respectivement D=0, D=0.45 et D=0.75 mm. A conditions d'irradiation équivalentes, on obtient quasiment les mêmes largeurs de cordons pour les deux matériaux considérés. Une structure de solidification classique en chevron est générée avec des distances interchevron comprises entre 200 et 500 prr\. Pour des distances interspot importantes (0.75 mm), les distances inter-chevrons augmentent, révélant des vitesses de solidification plus lentes. Nous verrons au chapitre IV comment relier ces distances inter-chevrons à la fréquence des mouvements fluides générés par le key-hole au sein du bain fondu. Si l'on compare les aspects de surface générés par la configuration bispot, on obtient des cordons plus larges et plus lisses, révélant une plus grande stabilité des bains liquides avant solidification. Pour les deux matériaux étudiés, les largeurs de cordon obtenues en configuration bispot 0.75, atteignent aisément 3 mm contre 2 mm en configuration monospot, soit une augmentation de 50%. La même évolution est observée en terme de volume fondu. Nous reviendrons également sur la stabilisation des états de surface avec la caractérisation des bains liquides par caméra rapide (chapitre IV). 26 11.2.2.3 Analyse de la géométrie des cordons obtenus en configuration monospot et bispot Les cordons obtenus par refusion en pleine tôle présentent un évasement superficiel de type « tête de clou » plus ou moins marqué en surface. Pour la nuance 5083, on observe dans un premier temps (Fig 11-5) un élargissement des cordons en soudage bi-spot. Ce phénomène est particulièrement prononcé dans la partie supérieure du cordon. D'un point de vue macroscopique, la largeur des cordons et le volume fondu augmentent avec des vitesses de soudage décroissantes en accord avec l'augmentation de l'énergie linéique PA/ transmise au matériau à faible vitesse. Sur les coupes transverses présentées, on observe des bandes de soluté qui correspondent à des iso-concentrations en magnésium matérialisant le passage du front de solidification. Au fur et à mesure de la progression du front, le liquide s'enrichit fortement en éléments alliés entraînant un déséquilibre à l'interface L-S. Une composition limite en éléments alliés dans la zone liquide laisse alors une trace dans la progression de la solidification. Les lignes de ségrégations sont plus nombreuses en configuration monospot 5 m/min, qu'en configuration bispot 0.45 et 0.75 mm, soudés à des vitesses inférieures. On peut donc penser qu'à plus forte vitesse, donc à des vitesses de solidification plus rapides, on atteint plus rapidement les concentrations limites en Mg. a) monospot 5m/min b) bispot 0.45 mm 4m/min c) bispot 0.75 mm L 2.5 m/min Figure 11.5 : Coupes transverses de cordons : Monospot V= 5 m/min, bispot longitudinal d=0.45 mm, V=4 m/min, bispot d=0.75 mm, V= 2.5m/min (A5083) Enfin, un aspect de surface plus stable en configuration bispot est révélé par les coupes transverses. En configuration monospot, des caniveaux en face endroit sont souvent mis en évidence. On attribue leur formation au rétreint (contraction exercée lors du refroidissement) qui tend à déplacer la matière liquide vers le haut, créant ainsi cet aspect bombé au centre de cordon. A contrario, les caniveaux sont quasi-inexistants en configuration bispot 0.75. Ce résultat peut être attribué à la stabilisation du bain liquide (ch IV) et à la géométrie même du cordon qui présente une tête de clou très marquée. Cette géométrie particulière est alors susceptible d'être plus stable face au phénomène de rétreint. La tête de clou particulièrement prononcée, obtenue en bispot 0.75 mm (figure ll.5c) peut révéler un plus grand dépôt de puissance en surface, par rapport au dépôt volumique dans le keyhole. Ce phénomène d'évasement prononcé en régime bi-spot a été expliqué récemment par l'influence de mécanismes convectifs accentués dans le cas de key-holes allongés [2-12] Aucune différence n'est notée entre les configurations L et T si ce n'est un élargissement des cordons plus marqué en configuration T (+ 20 %) au détriment d'une légère perte de pénétration (- 20 %). Cet évasement est semble t-il contraire à ceux obtenus sur aciers, pour lesquels la configuration L favorise l'évasement des cordons par rapport à la configuration T. On remarque également la formation de nombreuses porosités : une macroporosité en monospot et quelques microporosités sur l'ensemble des trois coupes transverses présentées. 27 Nous reviendrons plus précisément sur le nombre et les conditions de formation des porosités en mono et bi-spot dans le chapitre III. Les coupes transverses effectuées sur IAS7G03 de fonderie (Figure 11.6) mettent en évidence des cordons plus réguliers, (sans caniveaux) et légèrement plus étroits que ceux obtenus sur l'alliage corroyé, pour des conditions de soudage similaires. On attribue ce phénomène à une conductivité thermique plus élevée pour l'alliage de fonderie qui dissipe rapidement la chaleur et limite la taille des zones fondues (T>Tf). La qualité des états de surface sur AS7G03 semble due en partie à l'effet stabilisant de la croûte d'oxyde, en suspension sur le bain liquide en cours de solidification, et en partie à l'absence de bulles de Mg occluses qui déstabilisent le bain liquide de la nuance 5083. A titre comparatif, les essais effectués sur des plaques de fonderie fraisées (sans croûte d'oxyde) indiquent la formation de cordons aussi stables géométriquement, mais sensiblement plus larges, révélant ainsi un effet isolant thermique de la croûte d'oxyde. Comme sur 5083, le passage en bi-spot limite les déformations de la surface du bain solidifié (fig 11.6.b) et provoque un évasement global du cordon. A titre comparatif, la configuration bispot transverse (T) induit des cordons plus larges que la configuration L, sans toutefois modifier le bon état de surface des cordons. Figure. 11.6 : Coupes transverses V=4 m/min (AS7G03) des cordons : a) monospot V= 5 m/min, b) Bispot d=0.45 mm, 11.2.2.4 Microstructures de solidification des cordons a) cas du 5083 Deux zones distinctes sont observables sur les macrographies de la figure 11.7. Une première zone proche des bords du cordon formée de grains allongés de type basaltique, est issue de gradients de température importants et de vitesses de solidification faibles [2-13]. Au fur et à mesure que l'on se rapproche de la zone centrale du cordon, on observe la formation de grains équiaxes favorisés par des vitesses de solidification importantes et des gradients thermiques réduits. La distribution des structures basaltiques et équiaxes dans le cordon varie en fonction de la vitesse de soudage : plus on augmente la vitesse de soudage, plus on réduit l'importance de la structure basaltique au profit de la croissance d'une structure équiaxe fine. Toutefois, dans la gamme des vitesses considérées (2.5 à 5 m/min), le passage en configuration bispot ne modifie pas la microstructure des cordons, ni en terme d'orientation des grains, ni en terme de proportion de zone équiaxe / zone basaltique. Les limites de la zone affectée thermiquement (ZAT), n'ont pas pu être révélées lors de l'attaque chimique mais les joints de grains du métal de base restent discernables dans la majorité de la ZAT. Au fur et à mesure que l'on s'approche du métal fondu, ces joints de grains disparaissent. On peut interpréter ce phénomène par un début de grossissement des grains en ZAT qui se 28 traduit par une réduction de la taille des joints de grains (premier stade du processus de grossissement des grains). Aucun grossissement de grains n'est cependant détectable. On peut penser que cela est lié à la cinétique de chauffage qui est trop rapide pour que l'effet soit visible en ZAT. Dans ce cas également, l'effet du bi-spot n'est pas manifeste vis à vis du monospot. Figure 11.7 : Coupe métallographique représentant un cordon ( 5083) soudé à 5 m/min en configuration ; a) ZAT (X100), b) monospot (X35) c) bispot 0.45L à V=4 m/min (X35). b) Microstructure de solidification de TAS7G03 La figure II.8 montre les coupes transverses obtenues en configuration monospot et bispot pour l'alliage de fonderie, ainsi que la ZAT associée. Des porosités sphériques de taille réduite (200300 pm se sont formées en bord de cordon. La zone affectée thermiquement (ZAT) présente de nombreuses brûlures typiques d'un traitement thermique poussé qui a mis en solution préférentiellement les joints de grains (figure II.8a). En bordure de ZF, côté métal de base, on observe donc des traces de liquations correspondant à la fusion des précipités inter-métalliques aux joints de grains de la ZAT proche de la zone fondue. En accord avec Zhao [2-5], la zone brûlée correspond à une largeur voisine de la taille de 1 à 2 grains . Au niveau des zones fondues, l'observation des coupes transverses en figure ll.8b et c (monospot et bispot) n'a pas permis de révéler les grains. On peut cependant noter que les précipités primaires de silicium sont dissous en ZF, en même temps qu'intervient un affinement de la microstructure dendritique. L'utilisation d'un plus fort grandissement (X 500) permet de révéler cette microstructure (Fig 9.a,b,c). On retrouve alors la transition basaltique (bord de cordon) - équiaxe (centre cordon) déjà mise en évidence sur 5083. On peut, à partir de ces macrographies, estimer une taille de dendrites en zone basaltique et en zone équiaxe. De la même manière, une estimation des espacements inter-dendritiques (dendrite arm spacing DAS) est donnée dans la tableau II.8. Les valeurs des DAS mesurées sont de l'ordre de 8 pm en zone équiaxe à V=5 m/min. Ces résultats sont du même ordre de grandeur que ceux reportés par Katayama [2-4] qui évalue les tailles de dendrites basaltiques à 5 pm sur un alliage 5456, (soudé à 3 kW et 2 m/min). Les résultats obtenus en Zone équiaxe (ZE) pour des zones refondues à V=3 m/min (figure 9c), sont similaires à ceux obtenus à V=5 m/min, soit des DAS de l'ordre de 8 pm. On en déduit que les différences de vitesses de soudage (entre 3 et 5 m/min), ou le passage en configuration bi-spot, compte tenu des cinétiques de refroidissement ultra - rapides, varient trop peu pour modifier les dimensions des dendrites et la taille des espaces interdendritiques. Aucune modification spécifique à la configuration bi-spot ou aux différences de vitesses de soudage n'est donc mise en évidence au niveau de la structure de solidification. Nous reviendrons, dans le paragraphe suivant, sur les différences de composition chimique locale au niveau dendritique. 29 Figure 11.8 : Coupe métallographique représentant un cordon (AS7G03) soudé à 5 m/min en configuration a) Zat zone grossie (X100) b) monospot (X35) c) bispot 0.45L à V=4 m/min (X35) figure 11.9 : Microstructure du cordon de soudure (AS7G03 représentant la structure dendritique de la zone fondue a) zone dendritique basaltique (X500), b) zone dendritique équiaxe (X500), V=5 m/min, c) zone dendritique équiaxe (X 500) à V=3 m/min Zones Estimation de la DAS Cwm) Zone basaltique (ZB) 4-7 fim Zone équiaxe (ZE) - 5 m/min Zone équiaxe (ZE) - 3 m/min 5-10//m 5-10//m Tableau 11.8 : estimation de la DAS et de la taille des dendrites en ZE et ZB, à V=5 m/min etV = 3m/min 30 11.3 COMPOSITIONS CHIMIQUES LOCALES : INFLUENCE DU PROCÉDÉ Le soudage laser entraîne des cinétiques de refroidissement et de solidification, et des températures de bains liquides qui lui sont propres. Le but de ce paragraphe est d'analyser l'effet d'un changement de configuration de soudage (mono ou bispot) et de la thermique associée, sur la composition chimique locale des cordons. Ce paragraphe porte sur la caractérisation des variations de compositions locales : - en magnésium, élément contribuant au durcissement par solution solide (5083) et ayant une température de vaporisation très basse (Tv=1100°C) facilement atteinte en régime de keyhole), - en silicium (Tv = 2355 °C) pour l'alliage AS7G03 sensible au durcissement structural,. Les lignes de composition (par EDS) ont été effectuées au 1/3 supérieur d'une coupe transverse. Le choix de ces deux éléments étudiés est lié à leur teneur importante dans les deux matériaux considérés. En effet, compte tenu de la sensibilité de la méthode d'analyse (EDS, semi-quantitative), seules les variations en composition des éléments à teneur supérieure à 1% sont à priori mesurables. On caractérisera tout d'abord l'effet de la vitesse (entre 2.5 et 7 m/min) sur la composition élémentaire, afin d'évaluer l'effet du cycle thermique de soudage. 11.3.1 Analyse des compositions locales sur des cordons monospot : influence de la vitesse 11.3.1.1 Cas du 5083 La figure 11.10 montre deux profils de composition en magnésium obtenus aux vitesses respectives de 2 et 9 m/min. Dans un premier temps, on observe dans ces filiations obtenues sur cordons monospot une distribution de composition assez inhomogène, avec des valeurs fluctuant entre 5 et 6.5 % de magnésium. On observe sur l'ensemble de la zone fondue une diminution globale du taux de magnésium de l'ordre de 0.5 % par rapport au métal de base. Cette diminution est certainement due, comme cela a été montré dans [2-4,2-5] à une évaporation du magnésium à proximité du passage du keyhole, c'est à dire dans les zones du bain liquide où le matériau a dépassé la température de vaporisation de Mg (cf chapitre V). Globalement, les fluctuations des teneurs en magnésium sont réduites aux vitesses les plus importantes. A V=9 m/min (fig 10.b), elles oscillent autour de 6 % à +/- 0.5% alors qu'à plus faible vitesse (2 m/min), elles fluctuent autour de 5.5 % +/-1%. De même, les teneurs minimales en Mg mesurées localement semblent inférieures à faible vitesse (4.5 % à 2 m/min contre 5 % à 9 m/min). Ces différences peuvent être attribués à des vaporisations localisées en magnésium plus importantes à faible vitesse dues à un temps de maintien supérieur à T> T (Mg). On peut également attribuer les fluctuations du taux de Mg en ZF à un manque d'homogénéisation du bain liquide, et à phénomènes de ségrégation d'autant plus prononcés que les vitesses de soudage sont faibles. On retrouve alors, sur les filiations EDS, les traces des bandes de soluté présentées en fig II-5. Un dernier point intéressant à noter, est la présence d'une zone appauvrie localement en magnésium au centre du cordon (Fig 10.a), qui semble matérialiser le passage du key-hole et les vaporisations -dégazages intenses qui y sont associées vap 31 a) V=2 m/min b) V=9 m/min -I—l—l—I—l—l—l—l—I—r- 7,5 - % Mg Zone fondue 4,5 -I 1 I I 1 L. -J 1—I I 1 3 I I 4 I I I 1 t I 1 I 5 L 6 D (mm) D (mm) Figure II. 10 : Variation de la composition en magnésium, en configuration monospot à différentes vitesses a) V=2 m/min, b) V=9 m/min (5083-O) II.3.2.2 Analyse du Si en zone fondue sur PAS7G03 Pour le matériau de fonderie, on repère de manière très précise la position du cordon (figure 11.11),. On distingue facilement la microstructure du métal de base qui se manifeste par des variations de composition brutales (de 2 à 40 % de Si), selon qu'on est sur un précipité de Si primaire (cf Fig ll-lb) ou dans la matrice. Dans le métal fondu, le silicium est remis en solution et les compositions sont moyennées. On détecte donc un taux intermédiaire de l'ordre de 8 +/-1%. Comme pour l'alliage corroyé, on observe ponctuellement en position centrale du cordon (ici à 9 m/min = fig 11-11b), une légère chute du taux de silicium (-2 % Si). On attribue également ce phénomène à une vaporisation locale du Si par le key-hole, qui ne se retrouve toutefois pas dans l'ensemble du bain liquide. a) 5 m/min 50 I ' ' I I ' ' b) 9 m/min ' ' I ~%Si|. 40 30 20 10 5 D(mm) Figure II. 11 : Variation de la composition en silicium en configuration monospot, b) V=9 m/min, AS7G03-T6 32 a) V=5 m/min, 11.3.3 Analyse des compositions locales dans les cordons en configuration bispot eenstpaartieliésdeM él'tuddaen,sno5u0s83,aveotnsSiétudadniés uA nS7G év0e3n).tueD leuexfetcodnufigubraistiop doD instartinbsuéttéiounnséetudendiéeeusxéèiélm m ( g :t uonnet écoténfgiruéraaoitlisnésbaisvpeoct 0d4.e5sL,vietetsseusnedeconsfgiouurdaoitagne0d7.if5éL .tes afni da'v L e s e s s a i s b i s p o r e n pbrisopfoontde0u7.rs5deet 5pénm étram tionni eénquivm aleonnteosspoau)t. Cm om noespotno(u4s m m /vnieroenns abuisxpotch0.a4p5,itre2s5.V mm / o m l e I d50%e sbuarinslesliqetum idepss, edtelem saenitm psenvdeiron)maavnieeitcnleàpléa'stsaatgeliqueidnecosonnfgituradoitonncbfio-sretpm ent aug e i t n o t . L teolneosspov,tarialetiosnscoudrbues% ertennt um agnélésuigm pdom urniuoilten5d0u83.%Com m rdéeasulto alf'igtsrudrreeobet1dn1-e2usp-0reé.5nsen% m m o n n e è r e i d e e n v i r o n . C e t e d m i n i u o i t n es t p l u s m a r q u é e p o u r l a d i s t a n c e D 07.lu5s m m q.uiAuccounrespoenfedt sapuéxcifqubeainsduliqubidispesotlense'stpludsoncalonidgeénstif,iédoenncetàrmela dsuerfacdeistr lm a= p g r a n d e a g n é s u i m p a r r a p p o r t à l a c o n f g i u r a o i t n m o n o s p o . t D e m ê m e , l a v a r i a t i o n d u a t u x ocobnetnfgiuueraoitnenmcoonnosfgipoutraoit:nlebm ispêom te04.n5viLeau(figdhu'oremo1g11é.n3é)siaoitnneenrévèsilcleiumaucuenset obdsifeérvreénceenavZ a) bispot 0.45L, 4 m/min i-I 0 I I i 800 I I I i I 1600 I I i I 2400 I I i I 3200 I b) bispot 0.75L, 2.5 m/min I i I I 4000 I—J g r 4800 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 0 1000 2000 D (pm) 3000 4000 Den//m 5000 Figure II. 12 : Variation de la composition en magnésium dans 5083 en soudage 6000 bispot 50 40 30 20 10 0 0 500 1000 1500 2000 2500 3000 3500 4000 D(pm) Figure II. 13 : Variation de la composition en silicium en configuration bispot 0.45L (AS7G03) 33 7000 114. Analyse des zones soudées par microsonde électronique Nous venons de voir que la modification des conditions de soudage (mono ou bispot en particulier) n'entraînait pas de variation de la composition chimique des cordons. Dans ce qui suit, nous nous proposons de confirmer cet aspect par des études des gradients de composition au niveau dendritique qui révèlent en général un enrichissement des espaces interdendritiques lors de la croissance du front de solidification [2-13]. Pour ce faire, une analyse de la distribution des éléments fer, silicium, magnésium et aluminium a été effectuée en zone fondue sur les deux alliages par microsonde électronique. Les analyses sont effectuées à une tension accélératrice de 15 kV et à un courant de 25 nA. La résolution est de l'ordre de 1 pm. 11.4.1 Analyse des ségrégations mineures sur AS7G03 Les cartographies présentées en figure 11.14 montrent les répartitions respectives en aluminium et en silicium sur deux fenêtres de 200 pm par 200 //m, à l'interface ZF-ZAT (zone basaltique) et en haut de cordon (zone équiaxe). », 1%^'* . ^ i ' . v ~ " . / > ' 'ÏT r O ; ' i ••«''il i 1 • 'f - 5 ; /"V>y*^'v vutf Figure II. 14 : Analyse par microsonde a) du Si à l'interface ZF-ZAT, b) du Si en zone (soudage monospot, 5 m/min sur AS7G03) équiaxe On retrouve bien les deux niveaux de ségrégation dans la ZF : une ségrégation mineure au niveau dendritique avec un enrichissement en Si des DAS, et des bandes de soluté perpendiculaires à l'avancée du front de solidification, donc au gradient thermique maximal G (avec une chute du % de Si). La croissance des dendrites colonnaires est perpendiculaire aux bords du cordon et semble discontinue de part et d'autre des bandes de soluté (différence d'axe de croissance). En zone de transition ZF-ZAT, on retrouve les phénomènes de liquation déjà observés sur métallographies, avec des zones où ont coexisté des films liquides résiduels avec des précipités primaires de silicium non refondus. On estime également par des pointés de composition à plus fort grossissement les différences de composition entre les dendrites et les espaces interdendritiques (en zone basaltique). On trouve 3-4 % de silicium au cœur des dendrites et 12 % environ dans les espaces interdendritiques (c'est à dire exactement la composition de l'eutectique Al-Si, ce qui renseigne sur l'état métallurgique des films liquides interdendritiques résiduels). En zone basaltique comme en zone équiaxe (Fig 11-15), les niveaux d'enrichissement en Si atteints en monospot et bi-spot paraissent sensiblement identiques. Les cartographies, obtenues 34 par contraste chimique, montrent des pourcentages en silicium de l'ordre de 5-6 % à cœur de dendrite alors que les espaces interdendritiques présentent des enrichissements qui varient graduellement entre 15 et 2 2 % depuis les zones adjacentes aux dendrites d'Aluminium jusqu'au centre des espaces interdendritiques. Les niveaux d'enrichissements obtenus en D A S en monospot et bi-spot sont sensiblement les mêmes à 1 % près. Enfin, les valeurs des D A S estimées en zone équiaxe (autour de 5-7 ^ m ) sont équivalentes à celles mesurées précédemment sur micrographies, et ne varient pas avec la configuration de soudage. Figure II. 15 : Cartographie Si au niveau des zones équiaxes, a) en monospot 4 m/min, b) en bispot 0.45, V=5 m/min (AS7G03) H.4.2 Cas du 5083 La figure 11.16 présente les cartographies des éléments Mg, Si et Fe en bord de cordon pour un échantillon soudé en condition monospot. La cartographie en M g montre la présence de précipités enrichis en magnésium, que l'on retrouve en figure II.16b, associés au silicium. Ces précipités ne sont pas dissous en zone fondue. D'après le paragraphe 11.2.1.2, on les attribue à Mg Si. Les précipités base fer, précédemment attribués à des AI Fe sont, quant à eux, dissous en zone fondue (figure II.16c). 2 3 Figure II. 16 : cartographie a) Mg, b) Si, c) Fe, sur 5083 (monospot, V= 5 m/min) Un phénomène intéressant (figure 11.17), observé e n zone équiaxe, sur le 5083, révèle la présence d e dendrites équiaxes de forme particulière (en étoile) avec des bras de taille importante (40 /jm environ). O n peut penser que ces dendrites ont été amorcées sur des sites 35 de germination préférentiels, comme des précipités ou des oxydes non dissous, dans le bain liquide et à partir desquels s'est amorcée la solidification. La structure de solidification et les microségrégations associées n'ont cependant pas pu être révélées par contraste chimique. Figure II. 17 : cartographie de la zone équiaxe, 5083, en monospot, V=5 m/min II.5 CARACTÉRISATION PAR MESURES DE MICRODURETÉ DES CORDONS SOUDÉS INFLUENCE DES CONDITIONS EXPÉRIMENTALES 11.5.1 But Des filiations de microdureté ont été effectuées sur les cordons soudés afin de caractériser leur état mécanique local et de le relier à la structure métallurgique analysée dans les paragraphes précédents. Dans un premier temps, nous avons étudié l'influence de la vitesse de soudage (3, 5 ou 9 m/min) en configuration monospot 11.5.2 Cordons réalisés en monospot Les profils de microdureté Vickers consistent en une ligne de 40 à 60 points distants de 150 //m environ, suivant la largeur de métal fondu. Les empreintes sont effectuées à 500 //m de l'extrême surface du cordon, c'est à dire principalement en zone équiaxe. Les profils de dureté ont été réalisés sous une charge de 50 g. La mise en charge ainsi que la mesure des empreintes se font automatiquement à l'aide du logiciel Clemex CMT. L'expression de la microdureté Vickers est Hv = 0.1891 x F / z , avec F, la charge en Newton, z la taille de la diagonale de l'empreinte en mm. Une erreur de 1% sur la force et de 1 /jm sur la mesure de z induit une erreur de 5 Hv soit, pour une valeur de 80 Hv, une erreur relative de 6.5%. 2 11.5.2.1 cas du 5083-O Les valeurs de microdureté mesurées sur le métal de base (de l'ordre de 85 HV +/-10%) correspondent aux résultats obtenus traditionnellement sur ce type d'alliages à l'état recuit O [24,2-5,2-11]. Les cordons de soudure (Fig 11-18) présentent une microdureté de 10 % supérieure à celle du métal de base, significative compte tenu de l'erreur de mesure. On attribue ce durcissement en zone fondue à la finesse de la structure dendritique, et (à un degré moindre) à raffinement des précipités voire la dissolution complète des éléments intermétalliques dans le volume fondu, qui peut augmenter le % d'éléments en solution solide et de ce fait accroître les niveaux de microdureté. Cependant, les variations du taux de magnésium précédemment 36 observées (paragraphe 11-3) ne semblent pas avoir d'effet important sur l'état de durcissement général du cordon. Seul le centre des cordons, localement appauvri en magnésium (du fait du passage du capillaire de vapeur), apparaît moins dur que le reste du cordon (Fig ll-18.a et b), ce qui indique une perte de durcissement par Mg en solution solide. Les durcissements obtenus sont donc explicables par des lois de type Hall-Petch [2-6] : HV= f(1/Vd), qui indiquent qu'à un affinement de la taille des grains d (ou de la taille des DAS) doit correspondre une augmentation de la limite élastique et par extension une augmentation des valeurs de microdureté. 2000 3000 4000 5000 6000 7000 500 8000 1000 2000 D D(pm) Figure II. 18 : Filiations de microdureté 1500 en configuration monospot b) v=5 m/min 2500 3000 3500 4000 (fim) sur 5083, a) v=3m/min, En ZAT, et quelle que soit la vitesse de soudage, des évolutions similaires des niveaux de microdureté sont observables, sous forme d'un adoucissement (-10%) par rapport au métal de base. Les seules variations que l'on observe concernent l'étendue de la ZAT et de la zone fondue qui diminuent lorsqu'on augmente la vitesse de soudage. On observe systématiquement au bord du cordon un adoucissement marqué qui ne concerne que 500 /ym environ. D'après [2-11], cette zone de transition révèle la présence de précipités de type Mg3AI , à bas point de fusion (Tf =450 °C) entraînant une concentration importante du magnésium à l'aplomb des joints de grains. Un traitement thermique à 350-400 °C (équivalent à celui subi par la ZAT en cours de soudage) aurait réhomogénéisé la concentration en magnésium, ce qui pourrait expliquer l'adoucissement observable, en zone de transition. Le phénomène d'adoucissement en ZAT, régulièrement rencontré sur les soudures en alliages d'aluminium avec ou sans durcissement structural [2-10] serait majoritairement dû à un début de recristallisation sous forme du premier stade de grossissement des grains en ZAT. Dans notre cas, la ZAT n'aurait quasiment pas subi de recristallisation ni de grossissement de grains, mais un simple début de réarrangement des joints de grains. 2 Ii.5.2.2 AS7G03 Contrairement au 5083 durci en solution solide, l'état de durcissement de TAS7G03 T6 dépend principalement de la taille, de la cohérence avec la matrice et de la répartition des précipités de type Mg Si [2-7, 2-9]. Une chute de dureté en ZAT et en ZF par rapport au métal de base (-15% en ZF -20% en ZAT) est globalement identifiable (figure 11.19). En ZAT, la perte du durcissement structural (par dissolution ou remise en solution des précipités), ainsi que d'éventuels grossissements des grains (non identifiables), associés aux phénomènes de liquation sont responsables de 2 37 l'adoucissement. En zone fondue, la perte du durcissement structural est contrebalancée par la finesse de la microstructure dendritique qui tend à augmenter les valeurs de microdureté. On obtient alors des microduretés globalement supérieures à celle du métal de base. Contrairement aux résultats obtenus sur 5083, cette microdureté en ZF tend à augmenter avec la vitesse de soudage (Fig 11-19), avec des niveaux prochs de 95 HV à 9 m/min contre 85 HV à 3 m/min. On attribue ce durcissement à des vitesses de solidification importantes qui induisent un affinement de la structure dendritique et une diminution des espaces interdendritiques, trop faible cependant pour être pouvoir être détectée sur les micrographies. a) 0 2000 b) 4000 D 6000 8000 0 1000 2000 3000 4000 5000 6000 D (pm) {jjm) Figure II. 19 : Variation de microdureté en configuration monospot surAS7G03, v=9 m/min a) v=3 m/min, b) L'étendue de la ZAT est fonction de la vitesse de soudage et, de ce fait, fonction de l'énergie linéique déposée. La largeur de la ZAT (à 3 m/min) est estimée à 2 mm, alors qu'elle est réduite à moins d'1 mm à V=9 m/min. Les taux d'adoucissement sont également liés à la vitesse : on passe de 75 Hv à 3 m/min, à 85 Hv à 9 m/min, les précipités durcissants ayant plus le temps de croître et de perdre leur cohérence à faible vitesse, donc sous l'effet de cinétiques plus lentes. Cette analyse rejoint celle de Zhao et al [2-5], qui interprète l'adoucissement en ZAT des alliages durcis structuralement, par le grossissement et la perte de cohérence des précipités (3". Différents modèles d'adoucissement des alliages à durcissement structural peuvent être utilisés pour prédire les niveaux de dureté [2-10]. Nous reviendrons sur ces phénomènes d'adoucissement en ZAT dans le cadre des simulations numériques présentées au chapitre V. 11.5.3 Influence d'une configuration bispot L'objectif de ce paragraphe est de mettte en évidence un effet éventuel de la configuration bispot, à pénétration constante (donc à vitesse de soudage inférieure), sur les niveaux de dureté en ZAT et en ZF dans les cordons. Des espacements inter-spot de 0.45 mm et 0.75 mm ont été considérés, en configuration T ou L. 11.5.3.1 Cas de l'AS7G03 La figure II.20 présente les filiations de dureté effectuées sur l'alliage de fonderie. La zone fondue présente des valeurs de microdureté de 10% inférieures (90-95 HV) à celles du métal de base, alors que les ZAT de part et d'autre de la ZF présentent un adoucissement beaucoup plus prononcé. L'étendue de la zone affectée pour les deux configurations (T ou L) est la même, mais les niveaux d'adoucissement sont très différents. A conditions de tir équivalentes (vitesse 38 de soudage, puissance laser, focalisation), les profils obtenus en configuration longitudinale montrent des ZAT plus adoucies (-20%) que la configuration transversale (-10%). Cet effet est attribué au passage de deux capillaires de vapeur successifs; ce qui induit une énergie linéique déposée plus grande, et un cycle thermique plus lent imposé au matériau. Cette interprétation devra être confirmée par les analyses thermiques et les simulations des chapitres IV et V. Figure 11.20 : variation de microdureté en configuration a) longitudinale L, b) transversale T (distance interspot =0.45mm), V=4 m/min, matériau = AS7G03 11.5.3.2 Influence d'une configuration bi-spot sur l'alliage 5083 Pour une distance interspot fixe (D=0.45 mm), les configurations longitudinales et transverses montrent en figure 11.21 a et 11.21 b des évolutions similaires en terme d'étendues de ZF et ZAT. Les niveaux moyens de durcissement en ZF et d'adoucissement en ZAT sont également identiques à celux obtenus en monospot. Ces résultats peuvent être corrélés à des états métallurgiques globalement très proches (taille des DAS, taux de Mg) déjà présentés dans les paragraphes précédents. La seule différence très ponctuelle que l'on peut noter concerne la variation de microdureté locale en centre de zone fondue pour les configurations L et T. En configuration 0.45L, le centre du cordon est fortement adouci sur une largeur de 1 mm, alors qu'en configuration T, cet l'adoucissement est beaucoup plus localisé (fig 11.21.b). On attribue cet adoucissement prononcé en configuration 0.45L, au passage de deux capillaires de vapeur successifs susceptibles de vaporiser plus de Mg. Au niveau des capillaires de vapeur, la configuration longitudinale correspondrait donc à une énergie linéique plus importante dans le sens de la direction de soudage, alors que la configuration transverse (deux capillaires juxtaposés perpendiculaires à la direction de soudage) correspondrait à une énergie linéique déposée équivalente à celle déposée par un seul spot. D'autres distances interspot ont été testées telles que D=0.75 et D=0.9 mm. Les résultats concernant la configuration D=0.75 mm (II.22) ne montrent aucune évolution du niveau moyen de dureté en ZF et en ZAT, et aucune influence spécifique de la configuration L ou T, hormis une dispersion plus importante des valeurs de microdureté en ZF. Dans tous les cas, le passage des key-holes semble provoquer une chute de dureté locale. 39 D (pm) D (pm) Figure 11.21 : Filiations de microdureté en configuration a) longitudinale L, b) transversale T (distance interspot =0.45mm), V=4 m/min, matériau = 5083 2000 3000 4000 5000 6000 7000 0 1 0 0 0 2 0 °° 3 0 0 0 D d (pm) 4000 5000 6000 (Mm) Figure 11.22 : Filiations de microdureté en configuration a) longitudinale L, b) transversale T (distance interspot =0.75 mm), V=4 m/min, matériau = 5083 11.5.3.3 Conclusion partielle Le passage en configuration bi-spot, ou le changement de vitesse de soudage n'engendre pas de variations significatives de la microdureté des cordons en ZF et en ZAT. Dans tous les cas, on retrouve : - sur AS7G03, un adoucissement important en ZAT lié à la redissolution des précipités durcissants, et plus limité en ZF, en raison de la finesse de la microstructure - sur 5083, un durcissement en ZF, et un léger adoucissement en ZAT attribué à un début de grossissement des grains Ces résultats sont en accord avec les microstructures analysées et les compositions chimiques mesurées, faiblement affectées par le changement de configuration de soudage. 11.6. CONCLUSION Ce chapitre a été consacré à une caractérisation complète des états métallurgiques générés par refusion laser pleine tôle sur les alliages 5083-0 et AS7G03-T6. Les matériaux de départ 40 diffèrent de par leur microstructure, la distribution et la nature des précipités naturellement présents dans le matériau de base, ou le type de durcissement mis en jeu (en solution solide sur 5083-O, par précipitation sur AS7G03-T6). Les cordons générés par laser en refusion pleine tôle non pénétrante présentent un aspect classique (« tête de clou») avec un évasement prononcé en face endroit. A profondeur de pénétration constante, la configuration bi-spot génère des cordons d'autant plus larges que l'espacement inter-spot est important. Métallurgiquement, le soudage laser, quelles que soient les conditions opératoires, a entraîné des structures de solidification de type dendritique (basaltique en bord de cordon et équiaxe à cœur), avec des espaces interdendritiques de l'ordre de 5 fjm qui révèlent des vitesses de solidification rapides. Les cordons obtenus contiennent également de très nombreuses macro et microporosités sur lesquelles nous reviendrons dans le chapitre suivant. Les compositions chimiques au sein des cordons ont été modifiées localement sous forme de phénomènes de ségrégation d'éléments alliés dans des bandes de soluté appauvries en Mg ou en Si, ou sous forme d'une chute globale des % en éléments alliés, et en particulier du Mg à faible point de vaporisation sur 5083. Cette diminution semble accentuée en bi-spot en raison de surfaces de bains liquides à priori plus importantes. Sur l'alliage AS7G03, la refusion laser a entraîné une redissolution des précipités de Si primaires et une homogénéisation chimique de la ZF. Au niveau dendritique des phénomènes d'enrichissement en Si des DAS ont été identifiés sur AS7G03, sans influence spécifique d'un soudage bi-spot Enfin, l'analyse des microduretés révèle des phénomènes d'adoucissement en ZAT (par perte de durcissement structural sur AS7G03-T6, et par début de grossissement de grains sur 5083), et de durcissement (par affinage de la microstructure sur 5083) ou d'adoucissement modéré (sur AS7G03) en zone fondue. En conclusion, le passage au bispot n'a pas changé l'état microstructural (évolution de la microstructure, tailles de dendrites) ni modifié les distributions en éléments majoritaires (ségrégation majeure et mineure) dans les cordons. L'utilisation du bi-spot (à différentes distances interspot) a par contre joué sur les dimensions des cordons, sur leur aspect de surface (plus lisse) et surtout sur la quantité de porosités présentes au cœur des cordons (réduite). Cette dernière partie fait l'objet du chapitre 3, qui est consacré à une étude précise des porosités présentes dans les cordons. Références [2-1] E.Dumord - Mise en œuvre d'une opération de soudage laser des alliages d'aluminium état de l'art, Laserap3, Sarlat (1997). [2-2] R.Portalier - Fonderie et moulage des alliages d'aluminium, techniques de l'ingénieur, Section M 8 1 0 [2-3] M.Jamet, Y.Doremus - Mise en forme de l'aluminium, Techniques de l'ingénieur, Section M650 [2-4] S.Katayama, C.D.Lundin - Laser welding of aluminium alloy 5456, Welding international 6 (6) 1992. [2-5] H.Zhao, D.R.White Current issues and problems in laser welding of automotive aluminium alloys international Materials reviews vol 4 4 1999, p 238-266 [2-6] G.Maeder Précis de métallurgie p 2 8 -51 Maeder [2-7] A.Hirose, K.F.Kobayashi, Evaluation of properties in laser welds of A6061 - T6 aluminium alloy, Welding International Volume 14 n°6, p 131-138 [2-8] P.Peyre - Thèse Traitement mécanique superficiel d'alliages d'aluminium par ondes d e choc-laser. Caractérisation des effets induits et application à l'amélioration de la tenue e n fatigue. 24 novembre1993 [2-9] S.Savelli - Thèse - Identification des mécanismes et approche quantitative de la fatigue d'alliages modèles d'aluminium de moulage, 17 mai 2000 [2-10] E.Sarrazin - T h è s e - Modélisation du soudage d'alliages d'aluminium, 8 décembre 1995 41 [2-11] C.Mayer Thèse - Optimisation du soudage bord à bord par faisceau laser C 0 de tôles d'alliages d'AI-Mg : étude de la microstructure et du comportement mécanique des soudures, 1 7 décembre 1996 [2-12] R.Fabbro, Basic Processes in deep pénétration welding, ICALEO'2002, Oct 2 0 0 2 (Scottsdale, U S A ) [2-13] W.Kurz, D.J.Fisher, Fundamentals of solidification, 4 ed, Trans Tech Publication, Switzerland, 1998 2 , h 42 Chapitre III : Analyse des porosités générées lors du soudage laser et Influence d'une préparation de surface Chapitre III : Analyse des porosités générées lors du soudage laser et influence d'une préparation de surface INTRODUCTION LA MISE EN ŒUVRE DU SOUDAGE LASER SUR LES ALLIAGES D'ALUMINIUM ENTRAÎNE SOUVENT LA CRÉATION DE MACROPOROSITÉS DE TAILLE MILLIMÉTRIQUE ATTRIBUÉES À DES INSTABILITÉS DE PROCÉDÉ (FERMETURES DE KEYHOLE), MAIS ÉGALEMENT DE NOMBREUSES MICROPOROSITÉS DE TAILLE MICROMÉTRIQUE, PLUTÔT LIÉES AU REJET DE L'HYDROGÈNE (DISSOUT DANS L'ALUMINIUM LIQUIDE) LORS DE LA SOLIDIFICATION. CE CHAPITRE A POUR OBJECTIF D'ANALYSER LES ORIGINES MÉTALLURGIQUES DES DÉFAUTS VOLUMIQUES (POROSITÉS) GÉNÉRÉS LORS DU SOUDAGE LASER, POUR LES 2 ALLIAGES D'ALUMINIUM INDUSTRIELS PRÉCÉDEMMENT ÉTUDIÉS, LE 5083-0 ET ÏAS7G03-T6. UNE BIBLIOGRAPHIE COMPLÈTE RAPPELLE LES ORIGINES DES POROSITÉS CRÉÉES EN RÉGIME DE SOUDAGE-LASER, SUIVIE D'UNE CARACTÉRISATION DE LA MÉTALLURGIE DES POROSITÉS GÉNÉRÉES DANS LES 2 ALLIAGES. SUR CHAQUE ALLIAGE, ON ÉTUDIERA ALORS L'EFFET DE DIFFÉRENTES PRÉPARATIONS DE SURFACE SUR LA RÉDUCTION DE POROSITÉS. POUR CE FAIRE, UN CARACTÉRISATION FINE DES ÉTATS MÉTALLURGIQUES DES CORDONS SERA MISE EN ŒUVRE (RADIOGRAPHIE X, DENSITOMÉTRIE, TOMOGRAPHIE X), COUPLÉE À UNE ANALYSE MÉCANIQUE ET CHIMIQUE DE LA SURFACE. 111.1. ETAT DE L'ART BIBLIOGRAPHIQUE En soudage laser, on différencie généralement les soufflures causées par l'hydrogène occlus des soufflures dues aux instabilités de processus, en raison de leur géométrie sphéroïdale et de leur dimension réduite (<0.1 mm de diamètre). Ces petites bulles, qui sont piégées par la solidification avec des cinétiques extrêmement rapides, occasionnent la formation de microporosités qui se retrouvent alors piégées dans le bain solidifié. Certains matériaux, notamment les alliages 5xxx ou 7xxx, possédant des teneurs élevées en éléments alliés à bas point de vaporisation (Mg, Zn) sont plus sensibles à la formation de cavités, du fait des instabilités du capillaire de vapeur provoquées et alimentées par la vaporisation de ces éléments alliés [3-1],[3-2], [3-3]. Ces instabilités, qui génèrent des défauts volumiques (porosités), de taille millimétrique, sont souvent néfastes vis à vis de la tenue mécanique des cordons. Les mécanismes de création des porosités en soudage laser des alliages d'aluminium sont résumés en figure III.1 [3-2]. Trois facteurs principaux peuvent être considérés. Ils concernent : (1) les instabilités de keyhole (couplées à un bain turbulent), (2) la présence d'hydrogène (et son rejet brutal au moment de la solidification) et (3) l'évaporation d'éléments alliés (Mg, Zn, à pression de vapeur importante). A partir de ces constatations, il paraît donc intéressant d'étudier plus en détail, d'une part l'origine métallurgique des porosités dans les alliages d'aluminium, depuis leur élaboration jusqu'aux opérations de soudage avec passage à l'état liquide, et d'autre part l'origine purement "procédé" de la formation de ces porosités en régime de soudage par keyhole. 43 sans soucre dh'ydorgène Figure III. 1 : trois principaux facteurs de formation de porosités alliages d'aluminium [3-2] lors du soudage laser des 111.1.1 Les porosités d'origine métallurgique Les deux alliages étudiés dans cette thèse, ont été retenus pour leur faible sensibilité à la fissuration sous faisceau laser (faible intervalle de solidification), mais surtout pour leur différence de sensibilité à la création de porosités. Ainsi, sur de nombreuses références traitant des alliages 5XXX [3-2,3-4,3-5,3-6,3-7], on observe l'apparition de très nombreuses porosités dans tout le cordon. Plusieurs géométries de porosités sont alors recensées comme de très nombreuses microporosités réparties de façon aléatoire dans tout le cordon de soudure ainsi que quelques macroporosités liées à l'emprisonnement des gaz introduits via le keyhole. A titre comparatif, aucune étude sur la soudabilité de TAS7G03 n'a été publiée à notre connaissance, à l'exception d'études à caractère industriel réalisés au CLFA. L'absence d'éléments d'alliages volatils (à l'exception de 0.3 % Mg) prédestine toutefois l'AS7G03 à la création d'un moins grand nombre de pores. Dans les études mentionnées ci-dessus, l'analyse par chromatographie en phase gazeuse (CPG) des gaz occlus dans les porosités, révèle la présence d'hydrogène à plus de 80% [3-2]. L'hydrogène est donc reconnu comme étant la cause majoritaire de formation de porosités dans les alliages d'aluminium. Dans ce qui suit nous allons donc revenir dans un premier temps, sur les conditions de solubilisation de l'hydrogène dans l'aluminium liquide. 44 III.1.1.1 L'hydrogène et les alliages d'aluminium liquide L'hydrogène est naturellement présent dans un matériau soudé par fusion. Il provient des surfaces contaminées, du matériau de base (éventuellement du fil d'apport), du mode d'élaboration du matériau, mais également d'une possible insertion des gaz atmosphériques à taux d'hygrométrie plus ou moins élevé) via le keyhole. A la surface du matériau, l'hydrogène se présente sous la forme de groupements hydroxyles de formule (-OH). Les molécules d'eau greffées à la surface ainsi que les lubrifiants organiques dégagent alors de l'hydrogène H en se décomposant [3-8]. Enfin, une expérience a révélé que pour une même teneur en hydrogène, il y a plus de défauts créés lors du refroidissement lorsque le métal contient des oxydes. Les particules d'oxydes (sources d'hydrogène) jouent alors le rôle de sites de nucléation. Si la pression en hydrogène est suffisamment élevée, la nucléation se fera d'elle-même, activée par le gradient de concentration. Par contre, si la pression en hydrogène est inférieure à la concentration seuil, il suffira de quelques particules d'oxydes ajoutées au bain pour amorcer la nucléation [3-9]. La solubilité de l'hydrogène dans les alliages d'aluminium dépend de plusieurs facteurs parmi lesquels : la température, la composition de l'alliage et la composition de l'atmosphère [3-9]. L'hydrogène est particulièrement soluble dans l'aluminium, et encore plus dans l'aluminium liquide. Il est ainsi capable de dissoudre 20 fois plus d'hydrogène à l'état liquide (Fig III-2) qu'à l'état solide à la température de fusion (Co passe de 0.039 ml/100 g à l'état solide à 0.69 ml /100 g à l'état liquide). C'est cette discontinuité qui est à l'origine des défauts dits «de dégazage ». Après la fusion, la solubilité de l'hydrogène continue à augmenter avec la température selon une loi quasi exponentielle. Tempéfalur» <*C) Figure 111.2 : évolution de la solubilité de l'hydrogène dans l'aluminium température [3-9] en fonction de la Les éléments d'alliage ajoutés à l'aluminium, pour augmenter ses propriétés mécaniques (par durcissement en solution solide) exercent une influence sur la solubilité de l'hydrogène. Le magnésium, par exemple, augmente fortement celle-ci; le silicium par contre l'abaisse (figure 111.3) [3-2]. La solubilité de l'hydrogène dans un matériau solide est étroitement liée à son interaction électronique avec le métal et donc à la structure électronique du métal. Elle est généralement faible dans les conditions normales pour les métaux de transition et fonction de leur structure cristallographique. Cette faible solubilité implique une tendance de l'hydrogène interstitiel à ségréger [3-10] dans des sites microstructuraux (défauts, interfaces,...) énergétiquement plus 45 favorables appelés sites de piégeage. En outre, de par sa taille, sa masse (fréquence de saut élevée) et l'existence d'une forte densité de sites interstitiels disponibles, la mobilité de l'hydrogène est très grande dans la plupart des réseaux métalliques. La valeur de son coefficient de diffusion dans le fer (D = 5.10" cm .s" ) équivaut à un parcours quadratique moyen de l'ordre du mm en 1 minute. 5 2 1 III.1.1.2 Généralités sur la solubilisation de l'hydrogène dans les alliages d'aluminium fondus L'absorption de l'hydrogène par le bain liquide trouve en fait son origine dans la réaction entre l'aluminium liquide et les produits hydrogénés avec lesquels il est mis en contact. Ceux-ci sont principalement l'eau et les hydrocarbures. La réaction mise en jeu s'écrit : Al + 3 H 0 (vapeur) ->3 H + Al 0 (s) 2 2 2 2 formule 111-1 3 H ->2H 2 dissous L'hydrogène libéré se solubilise alors dans le bain fondu d'aluminium. Un autre mécanisme de libération d'hydrogène prend en compte la décomposition des composés organiques naturellement présents à la surface du matériau tels que la graisse, entraînant la formation d'hydrocarbures plus ou moins saturés. Lors de la solidification de l'alliage dans un moule, ou dans un bain de soudage, deux phénomènes sont susceptibles d'occasionner la formation de porosités dans les pièces : le dégazage et la contraction volumique Quand la teneur en hydrogène de l'alliage est élevée, le dégagement gazeux se produit très tôt durant la solidification. En effet, l'hydrogène sursaturé dans le métal fondu se sépare du solvant pendant le refroidissement. Il forme des soufflures qui sont partiellement dépassées par le front de solidification et ainsi capturées [3-9]. Les soufflures causées par l'hydrogène sont généralement de géométrie sphéroïdale et de petite dimension (< 0.1 mm). Ces petites bulles, qui sont piégées par une solidification rapide, occasionnent la formation de microporosités qui se retrouvent souvent piégées dans les espaces inter-dendritiques (les derniers solidifiés). Par contre, si la teneur en hydrogène, est faible, il ne se produit pas de dégagement gazeux durant la solidification, et l'hydrogène reste en sursaturation dans le liquide. La contraction volumique, liée à la différence entre l'alliage liquide et l'alliage solide, engendre la formation de retassures qui sont en fait des cavités, souvent non sphériques, dues au rétreint. L'hydrogène en sursaturation, va diffuser vers ces cavités La présence d'hydrogène dans ces porosités serait donc liée à une diffusion de l'hydrogène après la solidification [3-6]. La vitesse de solidification exerce également une grande influence sur les conditions de génération des porosités : plus la solidification est lente, et plus la tendance à former des porosités est importante. Ce phénomène est bien connu des fondeurs qui ne rencontrent jamais de problèmes de gazage dans les pièces coulées sous pression solidifiés très rapidement alors qu'il y en a beaucoup dans les pièces coulées en sable. La figure III.3, qui illustre cette influence, montre la teneur minimale en hydrogène au-delà de laquelle se forment des porosités de gazage dans des pièces solidifiées à des vitesses différentes. Elle montre également la grande sensibilité à la formation des porosités de gazage des alliages de la famille A-S7 [3-9]. 46 I II -| | ! | | 0 4 8 12 16 | : 20 Silicium (% en masse) éprouvette de traction AFNOR (coulée en coquille) éprouvette de traction (coulée en sable) Figure II 1.3 : évolution de la teneur en hydrogène critique ( au dessus de laquelle H est solubilisé) en fonction des temps de solidification [3-9] III.1.1.3 Influence du magnésium Si l'hydrogène est soluble dans l'aluminium liquide il l'est encore plus dans le magnésium liquide. Sa solubilité dans le magnésium au point de fusion (924 K) est de 52 ml /100 g à l'état liquide alors qu'à l'état solide seulement 19 ml/100 g sont solubles [3-4]. Lors de la solidification ultrarapide un rejet important de l'hydrogène s'opère donc, entraînant la formation de nombreuses porosités réparties sur tout le cordon. Pratiquement, lors d'un processus de solidification, des isoconcentrations en magnésium se forment le long des isothermes sous forme de bandes de soluté. L'hydrogène étant plus soluble dans Mg que dans Al, il ségrège vers le magnésium liquide. Lors de la solidification, il se retrouve alors emprisonné dans le matériau solidifié sous forme de microporosités. Figure 111.4 : coupe transversale d'un cordon (5083) Puissance :1.7 kW, vitesse : 8.3 mm/s [3-11] 47 La coupe transversale d'un cordon en 5083 (figure 111.4) montre que les porosités - formées très rapidement lors du refroidissement - suivent ces lignes de solidification. Lorsqu'on augmente la vitesse de soudage et les vitesses de solidification, ces bandes de soluté sont moins nombreuses et les porosités moins localisées sur les bandes de soluté [3-11]. Outre l'effet de solubilisation de H, le Mg se retrouve facilement à l'état de vapeur lors du soudage laser en raison d'une température de vaporisation réduite (1090°C). Ce phénomène, déjà rencontré au chapitre II, entraîne une chute du % de Mg dans les alliages 5000. Une étude précédente [3-5] évalue les pertes en magnésium sur différents alliages de type 5000 (5086 et 5456), en soudage laser Nd :YAG continu (600 W). Les pertes en Mg peuvent atteindre 50 % en pourcentage massique, pour des vitesses de soudage faibles de l'ordre du mm/s. Au delà de 1 mm/s et jusqu'à 10 mm/s, les pertes diminuent considérablement pour atteindre des valeurs de l'ordre de 10 à 20 %. Cette vaporisation du magnésium peut également intervenir dans le mécanisme de nucléation des bulles de gaz piégées à mi-hauteur de cordon. Nous reviendrons plus en détail sur le processus dans la partie III.2 de ce chapitre. III.1.1.4 Modèle de dissolution de l'hydrogène dans le bain fondu [3-11,3-12] a) Création de la bulle A basse température la présence d'éléments d'alliage tels que le magnésium augmente sensiblement la solubilité de l'hydrogène dans l'alliage. Par contre à haute température, au delà du point de vaporisation du magnésium c'est la pression atmosphérique qui gouverne la solubilité de l'hydrogène dans le bain fondu [3-2]. La loi de Sievert (formule III-2) prend en compte la pression totale régnant au dessus du bain fondu pour déterminer la concentration réelle en hydrogène dans le bain : Co = K ( P H 2 ) 1/2 formule 111-2 où Co est la concentration en hydrogène dans le matériau de départ, P 2 est la pression partielle en hydrogène et K la constante d'équilibre. Cette relation indique que plus la pression partielle en hydrogène est importante, et plus la concentration ou solubilité en hydrogène augmente. Toutefois, au delà de la température de fusion de l'aluminium et dès lors que des éléments d'alliage en quantité non négligeable sont présents, la pression de vapeur métallique Pm doit être prise en compte. La relation définissant la solubilité de l'hydrogène devient : H C Hm = K (PH ( 1 -Pm ) 2 1/2 ) formule 111-3 Sous pression atmosphérique, le terme 1-Pm devient inférieur à 1 et C devient inférieur à Co. On peut alors supposer que tout procédé laser mettant en jeu la fusion de matériaux à proportion importante en éléments alliés (à faible point de vaporisation) induit des solubilités en hydrogène inférieures aux solubilités rencontrées pour l'aluminium pur. A des températures supérieures au point d'ébullition du magnésium, c'est donc la pression partielle en magnésium qui gouverne la solubilité en hydrogène dans les alliages de type 5000. Hm D'après la théorie classique de la nucléation, la relation entre la pression totale Pg régnant dans la bulle et son rayon critique r est exprimée d'après la relation suivante : 0 Pg = Pa + 2 a / r formule 111-4 0 Pa est la pression atmosphérique ( = 1 atm) a est la tension de surface du bain fondu d'aluminium 48 ro est le rayon critique de la bulle Pg est la pression totale régnant dans la bulle sous la forme de PQ - P(H2) + P(N2) + P(He) + P| formule (éléments alliés) 111-5 La condition requise pour observer la nucléation de la bulle est le fait que la pression Pg de la bulle devienne supérieure à la solubilité en hydrogène dans le bain fondu [3-11, 3-12]. En effet, lorsque l'hydrogène est brusquement rejeté du front de solidification, la concentration en hydrogène C à proximité du front de solidification est en équilibre avec la concentration en hydrogène dans la porosité nouvellement formée, et la relation III-2 devient : H C =K(Pa + 2 a / r )1/2 formule H 111-6 En définitive, on observe la formation de porosités lorsque la concentration en hydrogène C satisfait la relation suivante : C > H K(Pa + 1/2 2alx) formule H II 1-7 Une valeur seuil est donnée dans la littérature [3-11]. Elle correspond à une teneur limite en hydrogène de 1.53 ml/ 100 g pour un rayon critique de bulle égal à 0.01 mm En réalité, la présence d'inclusions d'oxydes telles que l'alumine (source possible d'hydrogène) fausse complètement l'approche du problème et des porosités se forment même si la concentration réelle en hydrogène est inférieure à la valeur critique. b) Croissance de la bulle Une fois la bulle formée, elle est alimentée par la diffusion des gaz sursaturés contenus dans le métal fondu. De nombreux facteurs affectent le comportement de la bulle notamment la concentration en hydrogène à l'interface solide - liquide, la tension de surface, la viscosité, ainsi que le coefficient de diffusion du gaz. La figure III.5 illustre de manière très schématique les étapes de la croissance de la bulle générée à l'interface solide - liquide [3-12] . LIQUID SOLUI k : OiKribuilon coefficient Co: Initial concentration of hydtojen C|i (x) : DUtritmlion of hyttropcn concentration V : Rate of mlvonçc of tlic .tolMifïcalion front <f : Dubblc rjwiitclcf s : Diiunccofdiffiwton Co/k. \ C„(X) Y 1 NJFHLIIBBTC 4 P- • CO •o —— V I X <<1) * --y DIFFUSION DISTANCE OF HYDROGEN Figure II 1.5 : modèle de croissance de la bulle à l'interface solide - liquide Plusieurs conditions sont requises pour la validation de ce modèle notamment : 49 [3-12] - les gaz doivent diffuser uniquement dans la phase liquide (on néglige la diffusion en phase solide) - la vitesse de solidification est égale à la vitesse de soudage A l'avant de l'interface solide - liquide, une couche de liquide sursaturée en hydrogène se forme qui alimente l'interface en gaz. Le profil de concentration de l'hydrogène (C ) dans la phase liquide suit une loi de diffusion exponentielle (figure III.5). L'épaisseur de la couche dépend de la vitesse de soudage (vitesse de solidification). Cette couche évolue également en fonction du rayon de la bulle formée. On comprend maintenant aisément pourquoi les alliages de type Al - Mg forment plus facilement des porosités le long des bandes de soluté. En effet, si l'on admet que la croissance des bulles est gouvernée par la concentration en hydrogène dans la couche liquide, on imagine bien que l'on formera des porosités de taille plus importante dans des zones enrichies en magnésium (où l'hydrogène est fortement solubilisé) [3-12]. H c) Emergence de la bulle La vitesse d'arrivée de la bulle à la surface [3-12] dépend de plusieurs facteurs parmi lesquels, la viscosité (r\), la densité (p) du liquide et la rayon (r) de la bulle. On peut ainsi exprimer la vitesse d'émergence (V ) de la bulle d'après l'équation de Stockes : f formule 111-8 2 V = 2/9x(gxr xp/îi) f On remarque tout d'abord que plus le rayon de la bulle est important et plus la vitesse d'émergence de la bulle à la surface est grande, et le temps d'arrivée à la surface réduit. Application numérique : 3 2 p = 2.3 kg/ m (à 700 °C); r) = 1.1 10" Pa.s (à 700 °C); g = 9.8 m / s 2 Lors du soudage d'un alliage de type 5083, on trouve des temps de solidification de l'ordre de 10 ms à 100 ms (At) pour des températures allant de 700 à 400°C. Le parcours de la bulle est alors calculé pour différents rayons de bulle. On peut donc tracer la distance parcourue (FD) en fonction du rayon de la bulle (figure III.6), sachant que : formule 111-9 FD =V xAt f 10 Figure II 1.6 : distance de parcours en fonction 50 du rayon de la bulle [3-12] D'après la courbe, à At = 0.1 s, pour parcourir une distance de 1 mm (hauteur du keyhole) le rayon de la bulle doit être équivalent à 0.6 mm. Or, en réalité, les porosités formées lors du soudage laser sont en général inférieures à cette valeur ( r <0.5 mm). De ce fait les bulles formées sont facilement piégées lors de la solidification ultra - rapide. III.1.1.5. Influence de l'état de surface d'un alliage d'aluminium sur la génération de porosités en soudage a) Schématisation de la surface La figure III.7 illustre la complexité de la surface d'un alliage d'aluminium. Elle se compose tout d'abord d'une couche d'alumine fine (2-4 nm) et compacte. Un maintien à haute température ainsi que des conditions de stockage en milieu humide, favorisent la formation d'une couche d'oxydes hydratés de type AI(OH) et Mg(OH) . Suite au laminage, des lubrifiants résiduels, qui sont des huiles minérales de type paraffine (chaînes polycarbonées saturées), persistent. Lors du dégraissage, des composés inorganiques sont déposés, sous la forme de solvants chlorés ou chlorofluorés, de lessives alcalines (soude ou potasse), ou de lessives acides (acide phosphorique ou sulfurique). Enfin, des molécules d'eau ou de carbone sont adsorbées localement à la surface. 3 2 HYDRATION • HYDROXYLATION SUPERFICIEL CONTAMINATION • physisorbed carbon and water • rolling lubrkant residues • inorganics from degreasing agents • gciatinous boehmite / bayerite « hydration of segregated éléments • acidobasic nature OXIDE SEGREGATION • initiàlly thin (2-4 nm), atnorphous and compact (barrier layer) • defecU and crystallization • ion diffusion and film growth Figure 111.7 : schématisation de la surface ' alkmllne and alkallne earth éléments • effcet on oxide microstructure d'un alliage d'aluminium laminé à froid[3-13]. A température ambiante, se forme spontanément à l'air, en phase solide ou liquide (formules 111-10 et 111-11) une couche d'oxyde de type Al 0 thermodynamiquement stable (cf. réactions suivantes) qui agit comme une barrière de diffusion contre l'oxygène [3-11]. Cette couche se reconstitue spontanément si elle est endommagée. 2 4 Al (s) + 3 0 (g) 2 2 Al 0 (s) 2 3 3 à T < 933 K 51 formule 111-10 (AG = -3351510 + 629.85 T) ( J / mol) 4 Al (liq) + 3 0 (g) -> 2 Al 0 (s) à T > 933 K (AG = -3384270 + 662.88 T) (J/mol) 2 2 3 formule III-11 La couche d'oxyde d'épaisseur limite variant entre 2,5 et 3 nm est amorphe à température ambiante et semi-cristalline à haute température (formule du type y-AI203). A haute température, pour les alliages d'aluminium (en particulier Al-Mg et Al-Cu), la couche d'oxyde croît. On observe alors la formation de films plus complexes. En présence de magnésium, une oxydation sélective s'opère entraînant la formation d'une couche d'oxyde de magnésium cristallisée, fine et friable. Ce processus est activé par la température [3-13]. Les plaques très localisées de MgO se rejoignent alors pour former une couche uniforme au dessus de la couche d'alumine (figure III.8). La couche d'oxyde devient ainsi un film duplex fragile mécaniquement à l'interface solide/gaz mais thermodynamiquement stable [3-13]. Sous l'effet de l'humidité de l'air ambiant la couche d'oxyde évolue et des groupements hydroxyles (-OH) viennent se greffer sur l'aluminium pour former des groupements de formule AI(OH) . Une autre étude interprète ce phénomène à l'aide de réactions plus complexes. Les molécules d'eau se fixent alors à l'aluminium pour former des molécules de formule AIOOH appelées boehmite. La déshydratation s'accompagne de la formation d'AI 0 d'après les réactions suivantes : 3 2 formule III-12 formule III-13 2 Al + 4 H 0 -> 2 AIOOH +3 H 0 2AIOOH -> y- Al 0 +H 0 2 2 2 3 3 2 Ce mécanisme est également thermiquement activé et s'opère au delà de 360 °C [3-14].Au delà de 600°C, la formation de y-AI 0 se fait directement par la réaction entre l'aluminium et les molécules d'eau. La figure III.8 résume toutes les réactions qui ont lieu : 2 3 Figure 111.8: réactivité de la surface d'un alliage Al b) Interaction hydrogène/ particules d'oxydes Le phénomène de formation de porosités, comme beaucoup de phénomènes métallurgiques, met en jeu des processus de germination et de croissance. 52 Récemment, une étude a présenté des résultats confirmant la germination hétérogène des porosités [3-15]. Ainsi les inclusions d'oxyde provenant de la surface et présentes dans le bain agiraient en tant que sites de germination hétérogène. Une expérience a révélé que pour une même teneur en hydrogène, il y a plus de défauts créés lors du refroidissement lorsque le métal contient des oxydes. Ce phénomène peut s'expliquer par le mécanisme d'oxydation de l'aluminium lui-même. En effet, le mécanisme de génération de la forme oxydée de l'aluminium s'accompagne du transfert de l'hydrogène à l'interface oxyde/ métal [3-16]. c) Influence d'une préparation de surface avant soudage laser Le fait de préparer la surface juste avant l'opération de soudage, permet d'enlever la couche d'oxyde, donc l'hydrogène superficiel qui s'y greffe. Ceci a pour effet de diminuer la quantité de porosités formées. Ainsi, selon Matsunawa [3-17], 75% de l'hydrogène piégé dans le bain liquide proviendrait de la surface. Toutefois, assez peu de références bibliographiques traitent de l'influence de la préparation de surface avant soudage. Différents procédés chimiques ou thermochimiques peuvent être mis en oeuvre pour préparer efficacement la surface avant soudage: - Le dégraissage peut être effectué par des solvants ou par voie chimique. Les bains, acides ou alcalins, contiennent des tensioactifs dont le rôle est d'abaisser la tension interfaciale eau/huile et de mettre en suspension les gouttelettes d'huile décollées de la surface métallique. Cette action de décollement mécanique ne peut s'effectuer que si l'étape de dégraissage est suivie d'un rinçage rigoureux. - Le décapage a comme rôle principalement d'éliminer les oxydes résiduels et de se rapprocher de la concentration au cœur du métal. Il peut être alcalin, acide (il convient alors de prendre garde aux dissolutions préférentielles aux joints de grains provoquant une diminution des caractéristiques mécaniques du métal), ou électrolytique [3-18] On peut également faire subir un étuvage au matériau afin d'évaporer les molécules d'eau piégées par la couche d'oxyde. Des traitements mécaniques peuvent être également envisagés. Parmi ces traitements, le ponçage et le décapage mécanique nécessitent quelques précautions élémentaires. En effet, les brosses ou abrasifs pouvant incruster du cuivre ou du fer dans l'aluminium sont susceptibles de provoquer des phénomènes locaux de corrosion par effet de pile (donc des sources potentielles d'hydrogène). Pour la même raison, les outils ayant servi pour d'autres matériaux que l'aluminium doivent être évités. Matsunawa [3-17] a évalué la quantité d'hydrogène provenant de la surface d'échantillons avant soudage laser par une méthode de fusion sous vide couplée à une détection des gaz. Le tableau suivant regroupe les teneurs en hydrogène mesurées pour 4 alliages : A5052, A5083, A5182, A6061 et A7N01 et pour deux états de surface répertoriés, un premier état brossé et l'autre brut de préparation. A partir des diminutions observées (tableau 111-1), on évalue alors la quantité d'hydrogène provenant de la surface à environ 75 % de la quantité totale [3-19]. Alliages d'aluminium A5052 A5083 A5182 A6061 A7N01 Métal de base ( % H) brossé Etat brut de préparation 3.6 10.4 4.5 12.5 4.2 11.0 5.3 10.3 5.4 12.2 Tableau III. 1 : teneur totale en hydrogène dans les matériaux de départ [3-17] 53 iel'l pcaocrdtodne. Lalapfgiré dpUerénesesnuaetrufatrceeal éusrtauddreoigalrampehqneiéueandutépi'nareK tcoaradtalyoanmdiasdtrebietutoisonMuadstudunereas,warépvoé[r3oal-sn6téit]saal ndaaydilnsssetrbi m utooiun4e00t alsem qubelan pboonrosstéi srésul ofrm é e s L . a par t e i d u c o r d o n p o e i l a v e c d u p a p e i r S C i 8 0 t a t s . L e s z o n e s b r o s s é e s d o n n e n t d e m o n i s b o n s r é sul t a t s , s a n s q u a ' u expcilatoi n ne soit apportée. emary paper #80 no posilhni q v=25mm/s •v,t. t;-- • » i i emery paper #400 wire brushing ;»«')-.* I * no posilhni g yiiWii.wiiiui. v=100mm/s 7 ri '-', i ' i I 10mm Figure III.9 : radiographies de cordons de soudure (5083) en fonction en laser C0 , P=5 KW [3-6] de l'état de surface, 2 O re ddeensect ppoerouoistn.téiésgaeplm areuntntéicom depéletsreccotiens airénssiutlaqtsue[3-al18o]lnpgaureuurncutambeluéaleudqeusi pdoonronestéisel ennom mbm daim m)èrte NoPm berunm oydene sdeecotipnoreLsongdueesurptoortoaseltéisdu( m a r t é i Préparaotin de al surface P a p e i r é m e r i + a c é o t n e ( P 1 ) 3 0 3 . 2 Brosse m é+taqilueaeu+ acéotne 11 001..15 P 1 acéotne 2 01.5 aqduoaxnaetléimedne,t alporporsétéipsa.raotiLna dm eêmseurfacoebsearvveacotinduapéatépeirfaéitem,erdiaanusgmuenneet écutodnesdiérpabréelcm aaP ll' liaarge éd 6 0 0 5 A [ 3 2 0] , m a s i à u n d e g r é m o n i d r e . eva,ntnoeluspeauvondsé'tudcehsosiiaydaé'ntutdtreiaritédadnes ni'lalful ence d11e12-al deprécpearachapi otin dtree, sni'lufulrfaence ce avadnet alpDrser p a r t e i de) ssuurrfacale gpéanréravootinei dm (déécpaapraagotiensal ser eécpaonqiruoestiés(p.apeir émer,i sabalge) ou htermo-mécanqi Tableau 111.2 : quantification des porosités laser C0 2 en fonction de l'état de surface, (alliage 5456) [3-7] III.1.1.6 Analyse des porosités générées en soudage laser avant soudage, en E n s o u d a g e a l s e r C0 , p u l s e i u r s g é o m é e r t i s d e p o r o s t é i s p e u v e n t ê t r e o b s e r v é e s s u r a a i dtoa'uultmelniuicm ,ocnomdm esodeudutrères, ainnosimbqreuuesesquem cierospom rosatéicsropdoerosétiofsrmpeulsspolhcéarosilédïeaels r[3ép-5a].retis d o r d e q l u P n,3c0e0s3 b(Au-ellMsn)deetg6a0z61 pSiéia)gréreésol svèdielpficnaattroidelneuxbulatrnaitypraeqilpisuidde,edeo[u3p-2od]r.ousLtéiefsasit(frFadcegitsog1ratu1prb1h-u1eei0ls)n:ceddesesdnuoam ailgbai e s b r e u s e s m c i r o p o r o s t é i s ( < 1 0 0 m anelèisrem hocim opgoèrnoestéisainàsih'lqyuderogqèuneeqlu.esLesmamcroapcroorpoosétirossétisdesoofnrm essespnehtielém rqiueen aaréttrbrpibiuauéreetiessasdiéaem e n t r o t e ux ni stabitilés du procédé [3-4],[3-12], [3-6], [3-7]. 2 54 Les fractographies de l'alliage 5182 révèlent trois types de porosités : le type A représente les mêmes microporosités que les alliages 3003 et 6061 alors que les types B et C correspondent respectivement à des macroporosités de forme sphérique et polygonale. Le type B se localise à l'aplomb des bandes de soluté alors que le type C se retrouve dans la partie supérieure du cordon. Ces deux types de porosités sont liés à l'évaporation du magnésium [3-2]. Figure III. 10 : fractographies des alliages 3003, 6061 et 5182 [3-2] L'analyse globale des gaz contenus dans les cordons (Fig 111-11) par chromatographie phase gazeuse (CPG) révèle la présence d'hydrogène à plus de 80%. D'autres gaz sont détectés suivant le mode de soudage et le matériau soudé. Ainsi, sur les alliages à fort pourcentage en magnésium (5083 et 5182) on retrouve la présence d'hélium utilisé comme gaz de protection, qui pénètre directement par le keyhole lors de fortes pénétrations. Ni 9.9% 10.9% Ni 1 0 . 1 % 89.1% Nî9.2% Hc3.9% N> 19.4% Me 3.6% H> 77.7% MiX6.9% Figure III. 11 : composition des gaz occlus pour différents matériaux (protection 101/min, laser C0 , P= 3 kW, V= 17 mm/s, [3-2] gazeuse : He, 2 Le magnésium ainsi que l'oxygène ne sont pas détectables par CPG car ils se recombinent pour former des composés solides stables que l'on retrouve sur les parois des porosités. Ainsi, le magnésium peut se combiner à l'oxygène provenant des molécules d'eau de la surface, ou de l'atmosphère environnante (entraînée par le gaz de protection) pour former des oxydes de type MgO ou MgAI 0 , oxyde de type spinelle. Des analyses EDS-MEB peuvent alors être effectuées sur les parois des porosités pour évaluer leur origine [3-11]. Ainsi, les porosités de type C, de forme polygonale et localisées dans la partie supérieure du cordon sont attribuées aux vapeurs de magnésium piégées par la solidification ultrarapide (tableau III-3). L'azote quand à lui peut également se retrouver sur les parois de porosités sous la forme de nitrures d'aluminium de formule AIN. 2 4 55 Type de porosité Type A TypeB TypeC % massique Mg 2.6 % 6.29-6.5 % 14.5-18.26 % Tableau II1.3 : teneur en magnésium en % massique sur les parois des porosités [3-8] Dans cette première partie, concernant l'origine métallurgique des porosités, l'affinité de l'hydrogène avec les alliages d'aluminium, avec ou sans présence de magnésium, a été mise en évidence à tous les stades, depuis l'élaboration jusqu'au procédé de soudage lui-même qui amène le métal à la température de fusion voire de vaporisation. Du fait des cinétiques de refroidissement ultra rapides en soudage laser, l'évacuation de l'hydrogène solubilisé se traduit par de nombreuses microporosités. Toutefois, en raison de leur forme sphérique et de leur faible dimension (<0.1 mm), elles ne sont pas les plus pénalisantes vis à vis de la tenue mécanique des cordons. L'instabilité du keyhole joue un rôle majeur dans la création de porosités plus macroscopiques, au cours du procédé de soudage [3-21]. Dans la partie suivante, nous allons donc décrire les origines "procédé" de la génération de macroporosités dans les alliages d'aluminium, en régime de soudage par keyhole. III.1.2 Influence de la stabilité du procédé de soudage sur les porosités induites dans les alliages d'aluminium III.1.2.1 Généralités Comme cela a été indiqué précédemment, dans les chapitres I et II, les propriétés physiques des alliages d'aluminium sont à l'origine de nombreux défauts rencontrés lors des tentatives de soudage. Le capillaire est soumis à des fluctuations importantes caractérisées par des effondrements du bain liquide, qui viennent le refermer. Matsunawa montre [3-22], lors du soudage laser d'alliages d'aluminium, que de telles instabilités sont intrinsèques au procédé, et à la nature même des alliages, qui présentent une tension de surface et une viscosité relativement faibles. Le bain liquide est donc facilement déformé. Ces instabilités se traduisent par des fermetures aléatoires du capillaire. On observe alors des occlusions localisées de gaz extérieur ainsi que des variations importantes de profondeur soudée. Dans son modèle, Fabbro étudie la dynamique des fronts avant et arrière du keyhole, ainsi que l'interaction du capillaire avec les pressions du bain liquide environnant [3-23]. Selon ce modèle, les porosités seraient formées du fait de l'instabilité du front arrière en profondeur, qui n'est pas directement irradié par le faisceau laser incident, mais par les réflexions multiples issues du front avant du keyhole. Ces réflexions secondaires multiples généreraient alors un front arrière instable, susceptible de générer des porosités. La figure 111.12 présente des dynamiques de formation keyholes en fonction du temps. Du fait des réflexions de Fresnel, piégées en racine de keyhole, on peut alors observer la formation d'une géométrie très irrégulière du keyhole, susceptible de créer des porosités. Différentes géométries sont détectées liées à des étranglements localisés du keyhole qui induisent la formation de porosités de forme allongée en pied de cordon et plus sphérique par ailleurs [3-22]. Toute la dynamique d'un capillaire, analysée par caméra X, sur un alliage d'aluminium 5083 est résumée à la figure 111.13. Les étranglements que l'on observe en moitié de cordon s'expliquent par une vaporisation excessive au niveau de ce site critique. 56 Figure III. 12 : dynamique de création AWJin<12 «iitt»! Ri'.ï'l wi.-Minq l't, A&sisj gai H», gg F/aure ///. 13 : dynamique du capillaire en fonction du temps [3-23] in kW v •• ?fi m m / » f,| • » 0 mm 0 B5 ; 10 •» ' >n-'V> »i ZOO l/s du capillaire lors du soudage laser C0 2 d'un alliage 5083 [3-17]. asfigpureressiosnusivandtee révsuam ersletelpehsénom ènne s:iteledm lfie vliqapuoidreisationtrèssefni càréeal'va(hnutmdpu). kLeeysh dL e p e u q u u ' u.esLaém sieasmqiàuepdaurtirkdeyehoelcecosuitepéleseàccoencepnrotrecnetssuest dfoermevnatpodriseastionbuelenstraînàe laa cém otrarndégotaleliqnm d y n eenntst loàcallias'érreièsreàdum-ihkaeuyethuorel dequicosrdeondé(ftaigcuhreent11du11.4).capilaire pour former des p gCéenérapelhm à iln' tériéenuom r èdnee laso'bpseièrvcee. pour des puissances laser élevées, ou lorsquo'n focalise le fa 57 Solid Thin layer of Ikjutd métal LocalizBd ev aporation Hump Métal flow induced by recoil force of evaporation Figure III. 14 : création de porosités à mi-hauteur de cordon [3-17]. 111.1.2.2 Influence de la position du point focal Matsunawa et al [3-16],[3-23] ont étudié l'influence de la position du point focal sur la génération de porosités ou sur la géométrie des cordons obtenus. Les auteurs s'accordent à dire que la génération de porosités est fortement limitée lorsqu'on focalise le faisceau au dessus de la pièce. Ces résultats seraient liés à une diminution de la puissance laser à la surface du cordon. Cela conduirait à des géométries de keyholes plus stables, du fait de profondeurs de pénétrations réduites, et de facilité d'éjection des porosités (parcours de remontée de la bulle réduit). A l'inverse, la focalisation du faisceau à l'intérieur de la pièce conduirait à la formation de plus de porosités, du fait de la création d'un keyhole plus profond et instable. 111.1.2.3 Influence de l'inclinaison du faisceau Aux considérations précédentes, s'ajoute l'influence de l'inclinaison du faisceau par rapport à la tôle à souder qui favoriserait la formation de porosités. Dans la pratique, on incline de quelques degrés la tête pour limiter les réflexions directes qui pourraient endommager la fibre optique du fait de la réflectivité de l'aluminium. La figure 111-15 résume cet effet. SUS304 (10mm);Bead w e l d i n g Po=10kW, v=25 mm/s, f = + / - 0 m m (f=381 mm),Assist gas: H e d Angle d u faisceau Figure III. 15 : Influence de l'inclinaison du faisceau 58 sur la génération de porosités [3-24] Si l'angle du faisceau par rapport à la normale est négatif, c'est à dire si le faisceau irradie principalement le front avant du key-hole, la géométrie même du capillaire engendré (incliné en arrière) favorise la formation de porosités. Par contre si l'angle du faisceau est positif ( keyhole incliné vers l'avant ) la formation de porosités est fortement enrayée. III.1.2.4 Dynamique d'un bain liquide en aluminium sous faisceau laser C0 de forte puissance 2 Outre les instabilités du key-hole, la dynamique du bain liquide peut conditionner les facultés de création ou d'expulsion des poches de gaz occluses. Les turbulences du bain liquide peuvent être suivies par des particules de tungstène de 0.1 à 0.4 mm ajoutées au bain. Une particule dont on suit la trajectoire dans un alliage 5083 (Fig 111-16) flotte tout d'abord à l'avant du keyhole à raison de 0.4 m/s, puis est attirée en pied de cordon par un flux descendant. Ensuite, un puissant tourbillon éjecte la particule en arrière, à raison de 0.25-0.35 m/s, ce qui est considérable en par rapport vitesses de convection mesurées en surface (de l'ordre de 0.1 m/s). Il a été conclu que les bulles de vapeurs métalliques avaient un comportement très similaire de celui des particules de tungstène. On trouve donc sensiblement les mêmes trajectoires pour les porosités dans les bains liquides pour le 5083, sous irradiation laser Nd :YAG [3-25]. Si le gaz enfermé dans le cordon lors de telles instabilités est sous faible pression, il va remonter et peut être piégé par la solidification avant d'atteindre la surface. On observe alors la formation d'une porosité. Par contre, si ce volume de gaz est plus important ou sous une pression plus forte, l'expulsion du gaz va s'accompagner d'une éjection de métal fondu qui provoque un caniveau [3-26]. Laser beam Figure III. 16 : turbulence du liquide sous faisceau laser C0 indiquent le temps en ms 2 continu [3-15]. Les chiffres III.1.2.5 Influence de la couverture gazeuse sur la stabilité du soudage laser C02 La modification de la couverture gazeuse peut changer les conditions d'interaction lasermatière et la stabilité du procédé de soudage. On étudie ici l'influence de la composition du mélange gazeux sur la réalisation des cordons d'aluminium en laser C0 . Trois gaz ont été testés : l'azote, l'argon et l'hélium [3-26]. 2 59 L'azote assure un bon transfert de l'énergie du faisceau vers le métal. La formation de nitrures accompagne l'utilisation de ce gaz. Ce faisant, la formation du keyhole est facilitée car les nitrures présentent un taux d'absorption aux infrarouges du faisceau nettement supérieur à celui de l'aluminium pur. On obtient donc facilement un capillaire saturé de vapeurs métalliques ionisées, qui assure une bonne transmission de l'énergie du faisceau vers le métal. L'azote stabiliserait le bain du fait de la formation de microclaquages en surface [3-17]. Ainsi, contrairement à l'hélium, l'utilisation d'argon et surtout d'azote, comme gaz de protection induit la création d'une plume de plasma formée de façon périodique. Le comportement oscillatoire du capillaire en phase avec la séquence création-extinction de la plume de plasma se rapproche de celui généré en mode puisé sous protection gazeuse inerte. Le capillaire se refermerait donc de lui-même avant d'atteindre le régime d'instabilité. Une autre interprétation suggère une stabilisation par la formation de composés de type AIN. L'analyse de fractographies confirme la réduction de la taille des porosités sous protection N [3-17]. Dans le cas de l'argon, un plasma intense se développe dans le cône de focalisation du faisceau (dû au faible seuil d'ionisation de l'argon) et absorbe une grande partie de l'énergie incidente. Il est nécessaire de souffler ce plasma pour favoriser l'absorption du faisceau par la pièce. Le cas de l'hélium est exactement inverse. Le potentiel d'ionisation de l'hélium est nettement supérieur à celui de l'argon. Le plasma qui se forme est essentiellement un plasma de vapeurs métalliques sortant du keyhole. La profondeur du cordon est importante. Le cordon est par contre caractérisé par de très nombreuses instabilités. En effet, l'hélium est un gaz léger qui n'exerce qu'une faible pression de maintien sur le bain. Un mélange He/ Ar, qui permet d'améliorer la stabilité du bain tout en conservant un bon transfert d'énergie du faisceau vers la pièce, semble être le mélange idéal pour assurer une protection gazeuse optimale en régime C0 . Une étude récente [3-26] analyse précisément l'effet de plusieurs compositions Hélium/ Argon sur 5182. L'étude conclut sur une teneur optimale de 40 % Ar-60 % He. Au delà de cette composition le nombre de porosités augmente considérablement (figure 111.17). 2 2 Diameter (mm) • • 40 tn o£ < < f.s0d4<0 8 0 4 dzO B . A5182 Q. 10 (D 20 X3 E r» Z i 60 40 _i 20i 4i0i 60i i 80i100— i— ii o Ar {%) Figure 111.17 : effet de la composition gazeuse sur la formation de porosités, gaz de Ar, débit : 401/min, P=4 kW, V=1.5 m/min, laser C0 [3-26] He (%) protection 2 Dernièrement, Matsunawa [3-6], en utilisant spécifiquement l'argon comme couverture gazeuse, s'est intéressée à l'influence de la propreté du gaz de protection en comparant de l'argon pur et de l'argon avec 1% d'hydrogène. Les résultats obtenus, qui peuvent être corrélés avec ceux présentés au tableau III.4, indiquent que la quantité d'hydrogène détectée sur les cordons sous protection Ar + 1% H est équivalente à celle mesurée pour un échantillon brut de préparation. 60 Alliages d'aluminium A5052 A5083 A5182 A6061 A7N01 Tableau Teneur en hydrogène d'échantillons préalablement brossés Protection gazeuse Ar Ar+ 1% H 5.2 10.7 4.3 8.5 4.5 9.2 5.0 10.5 5.5 17.8 111.4 : teneur en hydrogène (ppm) en fonction de la propreté du gaz de protection [3-6] L'influence des gaz de protection est toutefois moins critique en laser YAG qu'en laser C0 , la création de plumes - plasma étant limitée par la courte longueur d'onde, en particulier avec Ar. 2 III.1.2.6 Modes de stabilisation du procédé laser a) Stabilisation du soudage laser continu : utilisation d'un système multi-faisceau Face aux instabilités du procédé de soudage, une parade possible consiste à chercher à obtenir des keyholes les plus larges possibles par l'utilisation d'une tache oblongue ou d'un système de dédoublement ou de multiplication des faisceaux. L'objectif est alors pour partie de favoriser la stabilité dynamique du capillaire en réduisant les tensions de surface excercées sur ses parois. Plusieurs méthodes peuvent être utilisées comme un système de dédoublement du faisceau par un prisme inséré après la lentille de collimation du faisceau (bi-spot) [3-28]. L'inconvénient de cette première méthode est la division par deux de la puissance sur pièce. Il est donc souvent nécessaire, à puissance laser égale, de réduire la vitesse pour atteindre les mêmes niveaux de pénétration que ceux obtenus en configuration monospot. La combinaison de deux fibres optiques dans une même tête de focalisation (tête twin) permet d'obtenir deux faisceaux focalisés sur pièce, de puissance plus importante (4 KW + 4 kW par exemple). La figure 111.18 représente les deux types de configurations utilisées. On peut également obtenir plusieurs configurations des spots par rapport à la direction de soudage, respectivement deux spots alignés selon la direction de soudage (configuration longitudinale) ou deux spots arrangés perpendiculairement à la direction de soudage (configuration transversale). Plusieurs auteurs s'accordent à reconnaître l'intérêt d'un système à double spot ou multispot dans la mesure où l'augmentation de l'ouverture du capillaire permet de le stabiliser face aux mouvements du bain environnant (tensions de surface) qui tendent à le refermer [3-23],[328],[3-29],[3-35], [3-36]. Iwase [3-28] en configuration Twin, sur alliages 5xxx, observe une stabilisation des surfaces de cordon avec l'écartement des spots (D = 1 mm), pour des vitesses de soudage de l'ordre de 4 m/min, ainsi qu'une réduction des taux de porosités. Typiquement, il mesure 25 pores pour une distance interspot de 0.3 mm, contre moins de 5 pores, à des écartements interspot supérieurs à 1 mm (Fig 111-19). L'optimisation de la distance interspot va conditionner l'obtention d'un capillaire plus ou moins allongé, ou de deux capillaires individuels. Gref [3-29], pour des distances focales de 100 mm (diamètre de la tache de 300 pm) obtient deux capillaires distincts à des distances interspot supérieures à 1 mm. Il est important de connaître cette distance limite, si l'on conserver l'effet bénéfique de l'allongement du capillaire, sur la stabilisation du procédé. On observe généralement lors du passage de la configuration monospot à la configuration bispot, une modification de la géométrie du bain en surface qui passe d'une géométrie triangulaire à une géométrie plus elliptique, ainsi qu'une modification de la morphologie des coupes transverses de cordons (élargissement des cordons, plus marqué en configuration 61 transverse [3-30]. Il semble toutefois que la compréhension fine des effets bénéfiques du bispot ne soit pas encore totale actuellement. HL4006D II HL 4006D 1 Fibre optique ( <I> = 600 (tm) Lentille de collimation Lentille de collimation f=200mm Prisme optique Lentille de focalisation f = 150 mm Lentille de focalisation Buse de protection Sens de soudage Figure III. 18 : schématisation des différentes 0 Figure 111-19 : Influence configurations 1 L1 0.5 d'un régime bispot utilisées 1.5 bi-spot sur la génération a) twinlas, b) bispot 2 (mm) de porosités [3-28] b) Utilisation d'un régime puisé Lors d'un soudage laser puisé, le capillaire disparait complètement (extinction) entre deux impulsions. A la création du capillaire, il se produit successivement la fusion du métal, la vaporisation du liquide suivi d'un jet de vapeur. Puis, le capillaire créé piège le faisceau laser et augmente le rendement d'interaction. A l'arrêt de l'impulsion laser, trois phénomènes 62 s i m u l t a n é s l a s e v o l u m i q u e s d o n c D p r o d u i s e n t s o l i d i f i c a t i o n a n d e ( c a v i t é s s c e s c o n t i n u ( p o n c t u e l ) p a r t i r E n o u d ' u n e d i s s o u s l a h a u t e i n s u f f i s a n t E n s u d d u r é e a g e d e s v i s d a n s d e l e a i n s i d u o u d u v i s l a l a l a m a n i è r e a c i e r Il m i s e a u g a z q u e d e é j e c t é e d u s o i t s e l a f o n d u , s u r f a c e l e l e d u r e f r o i d i s s e m e n t l i q u i d e r e m p l i s s a g e . d e s d L e e s e t d é f a u t s c a p i l l a i r e e s t c d i f f è r e o m m p o r o s i t é s e d e c e l l e é t a n t e n o b t e n u e u n r é g i m e é v é n e c o n t i n u s e n m e e n t f a i t c a p i l l a i r e . d ' u n s o i t d é g a z a g e d ' u n L e s l o c a l i s é b r a s s a g e c a v i t é s s o l i d i f i c a t i o n r e f r o i d i t p u i s é c a r a c t é r i s e c a p i l l a i r e . d e e n d u d ' é l é m e n t s e n t r e q u a n d m é t a l . r a p i d e m e n t , p o r o s i t é s f o r m e o u n o n d ' ê t r e l a e n l ' i m p u l s i o n l a f o r m a t i o n O n d u b a i n s a n s ê t r e f o r m e d e l i é e p o r o s i t é s p e r m e t d e a u à A l e g a z e u x l i q u i d e e l l e s , l ' a r r ê t d e v i e n t d e q u e l a à l a d e s o n t d u e t l ' a i r d u e s l a s e r , v i s q u e u x f r é q u e n c e l a p i é g é z o n e p a r l a l ' i m p u l s i o n L a d e l ' i m p u l s i o n d a n s k e y h o l e p o r o s i t é s . r e m a r q u e p r o g r e s s i v e e s t t e m p o r e l l e d e é j e c t é m i s e i n o x y d a b l e . d i m i n u t i o n p r o g r e s s i v e m e n t d u a v a n t r é g i m e s e i n s t a b l e m é t a l l a p e n d a n t f o r m a t i o n ( h y d r o g è n e ) , f o r m a t i o n d r a s t i q u e d ' u n l a m o i n s l a l e c o n t i n u . e n E l l e q u e p r o v i e n n e n t p r é s e n c e m o n t r e q u e u e p i é g é s r é g i m e p a r v e r s e t à l e s e u n m é t a l s o l i d i f i e c a p i l l a i r e . L a d e c a p i l l a i r e p o r o s i t é s a l o r s c a p i l l a i r e p e r m e t t r e d e c a s d e s c a p i l l a i r e . f o n d [ 3 - 1 4 ] q u e q u ' e n r e m p l i s s a g e d u [ 3 - 2 2 ] , à l ' i m p u l s i o n , a l l o n g e m e n t t e m p s p l u s i m p u l s i o n s . M a t s u n a w a r é d u i t l e p u i s é d é t e r m i n a n t s u r l e l ' i n t é r i e u r d ' a t t e i n d r e o l e t e m p é r a t u r e p e n d a n t à d u l ' é v a c u a t i o n é v e n t u e l s i s n t a b l e m i c r o p o r o s i t é s r e m p l i s s a g e a v a n t e n f i n f o r m a t i o n d a n s e n v i r o n n a n t s ' é c o u l e e t [ 3 - 3 1 ] , [ 3 - 3 2 ] , [ 3 - 3 3 ] , [ 3 - 3 4 ] . l e s à r e m p l i s s a g e p o r o s i t é s ) d y n a m i q u e g é n é r a l , l e m o i n s c o n d i t i o n s , l o c a l i s é : m a t i è r e , i n t r i n s è q u e m e n t r é g i m e à l a d e s e f i g u r e j o u e d f o n d u e . Il o n c f a u t e t à u n l a r ô l e e n j o u a n t s o l i d i f i c a t i o n . e s t t r è s e f f i c a c e . r e f e r m e r s u i v a n t e l ' a l l o n g e m e n t p u i s s a n c e p u l s a t i o n d e p e r m e t i l l u s t r e c e l ' i m p u l s i o n à A i n s i , g r a d u e l l e m e n t l a u n e t p r o c e s s u s , ( d e a ) à p o r o s i t é d ) ) d ' ê t r e [ 3 - 3 7 ] , [ 3 - 3 8 ] , [ 3 - 3 9 ] . T i m e . / (ms) j=150mrn, iP=IOnis, £ 0 = 3 8 . 7 J/p Figure 111.20 : optimisation C o m d e m e c e l a k e y h o l e A e t l ' i s s u e p a r t i e 5 0 a p r o t e c t i o n , 8 3 l i m i t e d e c e s e t A s S 7 G o u d a l a 3 , l e s g e à d e d e C 0 2 , l ' é t u d e ( p a r a g r a p h e p e r m e t J/p rp=l6ms, £o=57,2 puisé et remontée I I I . 1 . 2 . 5 ) , d ' o b t e n i r u n m o l ' u t i l i s a t i o n d e J/p de la bulle d e l ' a z o t e p s e u d o - p u l s é , q u i c [3-22] o m m e g a z s t a b i l i s e l e p o r o s i t é s . c o n c e r n a n t t r a v e r s n . = l 4 m s , £"(i=50.3 Up du régime de soudage l a s e r d i f f é r e n t e s m m r,.= 1 2 m s , £ o = 4 3 . 7 p r é c é d e m m e n t f o r m a t i o n t r a i t e 0 p o u r c i t é s o u d a g e r a p p e l s , s u i v a n t e n o m b r e , b i s p o t , é t é e n H l e s o r i g i n e s e x p é r i m e n t a l e l ' a n a l y s e d e c o n d i t i o n s l e u r m é t a l l u r g i q u e s d e s p o r o s i t é s g é o m é t r i e , e x p é r i m e n t a l e s p u i s é ) . 63 l e u r e t " p r o c é d é " i n d u i t e s o r i g i n e , c h o i s i e s d a n s l e u r ( s o u d a g e d e s l e s p o r o s i t é s , d e u x d i s t r i b u t i o n c o n t i n u l a a l l i a g e s m e t o n l e u r o o u III.2 ETUDE EXPÉRIMENTALE DES POROSITÉS CRÉÉES EN SOUDAGE LASER ND :YAG De nombreuses microporosités ou cavités sont créées lors du soudage laser d'alliages Al-Mg ou Al-Si. Dans un premier temps, nous nous sommes employés ici à les caractériser d'un point de vue métallurgique, afin d'identifier leur origine et leur spécificité, puis à les quantifier et à étudier l'influence d'une préparation de surface avant soudage. Les caractérisations effectuées concernent la distribution, la localisation, la géométrie, les dimensions ainsi que l'état métallurgique local des porosités. Cette étude a été réalisée sur des coupes transverses et longitudinales de cordons, grâce (entre autres) à des radiographies et des tomographies X, et des caractérisations locales par MEB et spectroscopie à dispersion d'énergie (EDS). III.2.1 Analyse des différents types de porosités générées en soudage continu Nd:YAG 111.2.1.1 Vues macrographiques A l'observation à la loupe binoculaire, des coupes transverses et longitudinales obtenues sur les deux alliages 5083 et AS7G03, deux types de porosités sont observées (figure 111.21) : - des cavités (0>3OO pm) non sphériques, liées aux fermetures de keyhole (piégeage du magnésium vaporisé), localisées essentiellement en racine de cordon. - de nombreuses porosités (50 //m<0<2OO pm) réparties sur tout le cordon dues à l'hydrogène dans l'atmosphère (degré d'hygrométrie) et en surface ( sous forme d'hydrates). Ces résultats sont en accord avec [3-50] qui répertorie, sur un alliage 5182, ces deux types de porosités sur des coupes transverses de cordons. Figure 111.21 : coupes transverses de cordons révélant des macroporosités sur a) 5083 et b) AS7G03, configuration monospot, 5m/min, et 4kW. microporosités 111.2.1.2 Analyse des porosités au microscope à balayage La figure III.22 présente deux macroporosités attribuées à des fermetures de keyhole, car de géométrie non circulaire. La surface interne de la porosité visualisée en figure lll.22a présente de profondes lignes de solidification, qu'on peut attribuer à l'avancée saccadée du front de solidification, la poche de gaz occluse étant rattrapée par le front de solidification juste après sa formation [3-50]. En figure lll.22b, sur AS7G03, ce type de lignes de solidification n'est pas observé. A l'observation des parois internes de cavités, on observe des dépôts blanchâtres qui apparaissent très lumineux. Ces dépôts sont liés à l'évaporation des éléments d'alliages et en 64 particulier du magnésium à faible température de vaporisation (1090°C). En effet, le magnésium se retrouve en sursaturation dans le keyhole et, par des fermetures aléatoires en racine de key-hole, se retrouve condensé sur les parois de macroporosités formées lors de la solidification. De la même manière, Kutsuna [3-11] détecte des dépôts sur les parois de porosités sur l'alliage 5182. Pour l'alliage de fonderie (figure lll.22b), on observe moins de dépôts localisés, mais plutôt de fines particules blanchâtres dispersées sur les parois. Nous étudierons plus quantitativement ces dépôts par la suite par analyse EDS. Figure 111.22 : analyse MEB des parois internes de cavités, présence de lignes de solidification, a) 5083 cavité en pied de cordon b) AS7G03 et On détecte alors par analyse qualitative (Fig 111-23), la présence de l'oxygène ainsi que des enrichissements localisés en magnésium et silicium pour le 5083, comme pour CAS7G03. Le magnésium à bas point de vaporisation (1100°C) s'est donc retrouvé à l'état de vapeur au sein du capillaire. Il paraît donc intéressant d'étudier plus quantitativement ces dépôts par des analyses EDS, afin de remonter à l'origine même de ces défauts macroscopiques. Figure 111.23 : a) Analyse MEB d'un dépôt sur une paroi de macro-porosité une cavité en racine de cordon (5083, 4 kW configuration monospot) b) Analyse MEB La figure 1111.24 montre des microporosités d'environ 0.1 mm créées sur 5083 et AS7G03. Leur surface interne est composée de dendrites, ce qui indique une relation directe entre la formation des microporosités et les conditions de solidification. 65 Figure 111.24 : analyse MEB de microporosités induites en régime de soudage Nd:YAG révélant une microporosité en milieu de cordon a) 5083, b) AS7G03 continu, 111.2.1.3. Analyse des parois des porosités générées sur 5083 On mesure dans un premier temps, par des pointés EDS (Fig III-25), des pourcentages en magnésium et en silicium dans le métal de base de 5.7% Mg et 0 à 1 % Si : 0 à 1%. Un enrichissement en magnésium (+1 à +2 %) est systématiquement détecté sur les dépôts. Ces résultats sont en accord avec Kutsuna [3-11] qui trouve des enrichissements en magnésium de l'ordre de 2 à 3 % sur les parois des macroporosités, lors du soudage d'un alliage 5182. On observe également un enrichissement non négligeable en silicium (de 0-1 % à 10-20 % localement sur les parois). On peut donc penser que la température de vaporisation du silicium (de l'ordre de 2500°C) a été atteinte au sein du capillaire de vapeur. La présence d'oxygène confirme également la formation d'oxydes, donc d'un entraînement d'oxygène de l'atmosphère, via le capillaire de vapeur. 0 . 0 0 0 4 0 V F S E X E C C 7 - D ) D H T R - 4 0 9 6 1 0 . 2 4 0 L A B E L Figure 111.25 : Spectre en analyse qualitative effectué sur la paroi de la porosité mesurable et détectable), alliage 5083 -4 kW, monospot 66 (pic du silicium élément % Mg %Si % Al % sur 5083 6.30 % 4.75% 10.3% 10.10% 83.4 % 84.3% Tableau II1.5 : résultats AS7G03, % sur AS7G03 2% 1.38% 7.5 % 8% 90 % 87% de l'analyse semi quantitative sur parois de porosités en configuration monospot (résultats de 2 pointés) sur 5083 et Sur les parois de macroporosités générées en bispot, on observe un enrichissement en magnésium du mêmes ordre de grandeur que pour la configuration monospot (+1 à 2 %). Localement on peut également détecter des enrichissements en silicium jusqu'à 10 à 20 %, qui ne sont toutefois, comme pour tous ces pointés EDS, que des enrichissements locaux, ne rendant pas compte d'une valeur moyennée sur toute la porosité (figure III.26a). Le passage en bi-spot ne modifie donc pas les conditions de création des macroporosités. Figure 111.26 : a) paroi de porosité sur un échantillon soudé dépôts lumineux (5083, soudage bispot 0.45L V=4 m/min élément %Mg %Si % Al % sur 5083 8% 5% 94% 7.2% 4.1% 95.5% en bispot b) pointé EDS sur les % sur AS7G03 3.21 % 2.2% 8.75% 9.1% 88 % 89 % Tableau II 1.6 : résultats de l'analyse semi quantitative (2 essais) sur les parois des (alliages 5083 etAS7G03, configuration bispot 0.45) porosités 111.2.1.4. Etude des parois des porosités sur l'alliage AS7G03 Sur AS7G03 on met en évidence (tableau III-5) un léger enrichissement en silicium (de l'ordre de 1 à 2 %) ainsi que des taux mesurés en magnésium de l'ordre de 2 % (ce qui est énorme si l'on se réfère aux teneurs en Mg du métal de base qui sont de l'ordre de 0.3 %). La contribution du Mg à la création des porosités ne semble donc pas négligeable sur AS7G03, bien qu'il n'ait pas été possible d'évaluer d'éventuelles pertes en Mg dans la zone fondue (cf. Chapitre II). L'enrichissement en magnésium peut également être lié au processus de formation des porosités, par germination et croissance. On peut penser que ces porosités croîtraient localement dans des zones enrichies en magnésium (ségrégées), lui-même fortement chargé en hydrogène, surtout en phase liquide. Analyser des parois de porosités reviendrait à 67 analyser ces zones enrichies en magnésium, où les porosités se formeraient et croîtraient préférentiellement. En bi-spot, les différents pointés effectués sur les porosités de IAS7G03 (tableau II 1-6) donnent des niveaux d'enrichissement de l'ordre de +1 à +2 % pour le silicium et de +2 à +3 % pour le magnésium (tableau III.6), légèrement supérieures à celles obtenues en monospot. Il semble toutefois que, pour les deux matériaux, le dédoublement du faisceau modifie peu les taux d'évaporations locaux en magnésium et en silicium. III.2.2 Influence d'une préparation de surface sur les états de surface avant soudage Comme nous l'avons vu dans la première partie, l'hydrogène à l'origine des microporosités dans l'aluminium peut provenir à la fois de la surface (sous forme d'hydrates greffés à la couche d'alumine), de l'atmosphère (degré d'hygrométrie), mais également du matériau de base (en insertion dans la structure métallique). L'effet d'une préparation de surface peut alors permettre de réduire la couche d'oxyde hydratée et par conséquent le taux de porosités, comme cela a été montré par Matsunawa [3-6, 3-7, 3-19]. 111.2.2.1. Préparations de surface 5 états issus de traitements mécaniques ou thermo-mécanique sont étudiés : un premier état brut de dégraissage, deux états de surface polis au papier émery (papiers SiC 220 ou 800), un état décapé par laser (laserblast YAG puisé de Quantel avec des conditions de 0.5 J/cm -10 Hz), et un état sablé obtenu par pulvérisation de particules (corindon) de 30 pm de diamètre sur la surface. La pression ainsi que le diamètre des particules sont les deux facteurs qui déterminent la qualité de préparation. Les préparations de surface sont effectuées quelques minutes avant le tir laser, pour limiter la ré-hydratation de surface. 2 III.2.2.2 Analyse morphologique des états de surface avant soudage Une observation des différents états de surface au microscope optique a été mise en œuvre dans le but de déterminer une éventuelle correspondance entre l'état de surface et l'interaction laser matière, ainsi que sur les taux de porosités mesurés après analyse post mortem. Les matériaux de base (sans préparation de surface) présentent un aspect spécifique pour chaque alliage en fonction du mode d'élaboration mis en œuvre (figure III.27). L'alliage 5083, corroyé présente un aspect texture (issu du laminage), alors que l'alliage AS7G03 présente une croûte de fonderie poreuse, ainsi qu'un état de surface très rugueux. Le polissage n'a pas complètement éliminé la rugosité initiale, laissant des zones non affectées par la préparation. Cela est particulièrement visible sur l'alliage de fonderie. Le traitement de sablage a généré une surface cratérisée par les particules de corindon micrométriques. Sur les deux alliages, la réflectivité de la surface et sa rugosité apparente ont été fortement modifiées par l'opération de sablage. Enfin, les surfaces décapées par laser présentent un aspect peu différent du matériau de base, à l'exception de quelques zones, apparemment brûlées par le traitement, qu'on peut attribuer à des impuretés de nature organique. Le choix d'une densité d'énergie assez faible (0.5 J/cm pour des impulsions de 25 ns) explique la bonne qualité des états de surface (l'aluminium n'a pas été ablaté). L'ancienne texturation est d'ailleurs encore visible, preuve que le traitement est très superficiel (comparé aux autres méthodes). Pour l'alliage de fonderie, un polissage préalable (avant décapage laser) avait été effectué. On ne peut donc pas estimer visuellement l'effet intrinsèque du décapage laser sur l'alliage de fonderie. On remarque toutefois que la surface semble également avoir subi un genre de brûlure locale qui semblerait dû à la décomposition des impuretés superficielles. 2 68 Figure 111.27 : vue au microscope optique des différents états de surface (brut de poli mécaniquement, sablé, décapé laser)sur 5083 et AS7G03 préparation, Des analyses de la rugosité de surface pour les différentes préparations de surface ont également été mises en œuvre. Les résultats sont présentés en figure 111.28 et 111.29. Le tracé profilométrique a été effectué à V=100 pm /sec avec un poids exercé par le palpeur de 20 mg. 69 i 2 10 i i i | t i i i | i i i i | i i i i | i i i i | i i i i | i i i i | i i i r R A = 8 . 2 7 /UN 1,5 1 0 I. Ra=6.52 j i m = 1 10 Q 5 10' -5 1 0 ' 0 500 1000 1500 2000 2500 3000 3500 4000 DISTANCE (pm) Figure 111.28 : caractérisation des états de surface traités par profilométrie de pal page : 4 mm) (AS7G03, distance i i i i | i i i i | i i i i | I I i i I i i i i I i i i i j I i i i j i i i i 1,5 1 0 ' Ra=0.39 fim 1 10 " 5 10 a=0.36 ^ ^ ^ ^ fini ^ Ra=0.48 /im -510 .I -1 1 0 ' -1,510 R A = l . 9 0 /(IN • -210 ' 1 1 • • 0 • > • * 500 1 • • • • i • • • • i • • * • i ' ' ' * i ' • • • i ' ' ' ' 1000 1500 2000 2500 3000 3500 4000 DISTANCE EN pm Figure 111.29 : caractérisation SUR POUR LES DEUX ALLIAGES, L'ALLIAGE A S 7 G 0 3 PAR D E S VALEURS D E PERMETTENT DE MÉCANIQUE DE SABLAGE, AVEC RÉDUIRE LA DÉCAPAGE DE LOCALE, QUANT À PAR UN BASE A ÉTÉ (FIGURE MODIFIÉE 111.28), CE PARAMÈTRE DE D'OBTENIR PAR D E S VALEURS D E LUI, MODIFIE AU MICROSCOPE PEU CELA LASER E S T RESTÉ TRÈS DE « LES LISSER » VALEURS RA MODIFIER SURFACES DE 7 0 FONDERIE R A GÉNÉRALE, DÉCAPÉES, EN RAISON DE OU LA LE LES DE EST FAIBLES, LA M I C R O STRUCTURE À TRAITEMENTS ALORS ÉROSION QUE A INDUIT 1 . 0 6 RUGOSITÉ. DE SURFACE. PAR ( R A = 6 . 5 2 / Y M ) , SURFACE de REPRÉSENTÉE DIFFÉRENTS POLISSAGE, PLUS LA D E S distance PRÉPARATIONS L E S LA S U R F A C E . DE (5083, RUGUEUSE ( 1 5 . 2 / / M ) . L'ABSORPTIVITÉ CONFIRME D O N C QUE, SUPERFICIEL. DIFFÉRENTES PLUS IMPORTANTES LA T O P O G R A P H I E DES LES IMPORTANTES PERMET SUSCEPTIBLE DÉCAPAGE. DONC PAR LA C R O Û T E (RUGOSITÉ ARITHMÉTIQUE) SURFACE, L'OBSERVATION MODIFIÉE LA R U G O S I T É S'IL E S T R E P R É S E N T É MICRO-RUGOSITÉ DÉCAPAGE R A des états de surface traités par profilométrie palpage : 4 mm) FAIBLES FLUENCES //M. E N DÉPART LE UNE LE ACCORD ÉTAIT PEU UTILISÉES, LE Les analyses menées sur le 5083 (figure 111.28) font état de résultats différents, car l'on part d'une surface très lisse et plane au départ (Ra = 0.48 //m). De ce fait, le polissage, ainsi que le sablage entraînent la création de micro rugosités, d'une part par les particules de SiC (polissage), et d'autre part, par les impacts de particules de corindon (sablage) De la même manière que pour l'alliage de fonderie, le décapage ne modifie pas l'état de la topographie de surface, que ce soit en terme de micro rugosité ou de macro-rugosité (topographie de la surface). 111.2.2.3 Analyse chimique de la surface a) Caractérisation des couches superficielles par spectrométrie de masse d'ions secondaires (SIMS) Des enregistrements de profils élémentaires ont été réalisés par SIMS. Ces profils en profondeur doivent permettre de déterminer si les différents états de surface de chaque alliage modifient l'état chimique de la surface, en particulier au niveau de la couche d'oxyde hydratée. La microanalyse ionique consiste à bombarder, sous vide, la surface du matériau à analyser par un faisceau d'ions primaires dont l'énergie est de quelques keV. Le bombardement provoque une abrasion ionique des premières couches atomiques, les ions émis étant analysés par un spéctromètre de masse. L'analyse progresse dans le volume de l'échantillon au cours du temps permettant ainsi de mesurer les variations de concentrations en profondeur. Les conditions opératoires sont résumées dans le tableau II 1.7. Nature des ions Argon positif Tableau Intensité Tension d'accélération Eléments analysés H , 0 , OH , Mg , Si , AIO , 200 nA 10 kV SiO + + + 2+ 4+ + + III. 7 : conditions expérimentales des analyses SIMS Les échantillons étudiés se présentent dans un état brut, poli, sablé ou décapé laser. Comme avant le soudage, on prépare les surfaces des échantillons quelques minutes avant l'analyse. La mesure des profondeurs par profilométrie mécanique permet de moyenner la vitesse de pulvérisation (cette dernière n'étant pas linéaire). Les profils obtenus représentent l'intensité ionique secondaire des ions en fonction du temps de pulvérisation ou en fonction de la profondeur. Seuls les profils les plus caractéristiques ont été présentés ici. La figure III.30 présente les profils des différents éléments (ions positifs) étudiés sur l'alliage 5083. Deux états de surface sont comparés : l'état initial et l'état sablé. Le sablage réduit fortement la composition en hydrogène, en oxygène et en oxyde de silicium de la surface. En effet, la stabilisation des concentrations en hydrogène et hydroxyde est obtenue après 2 minutes de pulvérisation (~ 120 nm de profondeur). Pour des échantillons sablés, la stabilisation des concentrations en H, OH et SiO est obtenue pour des temps de pulvérisation plus courts (20 secondes ~ 20 nm). On en déduit que la couche d'oxyde hydratée est nettement réduite. On obtient des résultats similaires pour des surfaces polies mécaniquement, mais le polissage induit des surfaces beaucoup moins homogènes en terme d'abrasion de la surface, donc des réductions moins prononcées des % d'éléments hydratés. Le décapage laser quand à lui ne modifie pas la composition de la couche d'oxyde. Son effet semble limité à une ablation des composés organiques (pollutions) à la surface (non identifiable par SIMS), par l'action combinée de l'onde de choc et de l'élévation de la température. Il semble toutefois que l'onde de choc ait quelque peu compacté les couches 71 SUPERFICIELLES, ENTRAÎNANT UNE RÉDUCTION DE L'ÉPAISSEUR DE LA COUCHE D'OXYDE. TOUTEFOIS, CETTE RÉDUCTION ÉTAIT PEU VISIBLE, ET LE PHÉNOMÈNE PAS REPRODUCTIBLE. C o u p s c/s C o u p s c/s 1e8 1e8 1e7 1e7 Mg Mg ALO 1e6 1e6 AlO 1e5 1e5 0 -SIO 1e4 1e4 1e3 SiO 1e3 H OH 100 100 < OH > 10 10 1 0 1 2 3 4 1 temps de pulvérisation (min) Figure 111.30 : Comparaison 2 3 4 temps de pulvérisation (min) des profils SIMS de deux échantillons sablé (5083) a) brut de préparation, b) ON ESTIME DE LA MÊME MANIÈRE QUE PRÉCÉDEMMENT L'ÉPAISSEUR DE LA COUCHE D'OXYDE SUR UN ÉCHANTILLON BRUT DE FONDERIE D'AS7G03, EN FIGURE 111.31A. ON ESTIME CETTE ÉPAISSEUR À 160 NM, SOIT ENVIRON 4 MIN DE TEMPS DE PULVÉRISATION. UN ÉCHANTILLON SABLÉ EST ANALYSÉ, DANS LES MÊMES CONDITIONS DE PULVÉRISATION,. LES RÉSULTATS SONT PRÉSENTÉS EN FIGURE 111.31B. ON REMARQUE DANS UN PREMIER TEMPS, UNE RÉDUCTION DE LA COUCHE D'OXYDE (ALO, OH, H) À ENVIRON 40 NM, SOIT UNE ÉPAISSEUR 4 FOIS MOINDRE QUE PRÉCÉDEMMENT. LES RÉSULTATS OBTENUS PAR POLISSAGE SONT PLUS DIFFICILES À ANALYSER QUE SUR 5083, EN TERME DE REPRODUCTIBILITÉ DES RÉSULTATS. EN EFFET LA ' LLIAGE DE FONDERIE PRÉSENTE UNE CROÛTE DE FONDERIE ASSEZ RUGUEUSE, QU'UN SIMPLE POLISSAGE MANUEL N'A GUÈRE MODIFIÉ. COMME POUR LE 5083, LE DÉCAPAGE PAR YAG PUISÉ N'A PAS MODIFIÉ LA COUCHE D'OXYDE NI EN TERME D'ÉPAISSEUR, NI EN TERME DE COMPOSITION. EN EFFET, LE DÉCAPAGE LASER INTERFÈRE AVEC LES COMPOSÉS TYPE ORGANIQUES (C-OH, CH, C-X) PLUS OU MOINS COMBINÉS À L'HYDROGÈNE. OR LES COMPOSÉS ORGANIQUES (BASE CARBONE) NE SONT PAS MESURABLES PAR LA TECHNIQUE SIMS, DU FAIT DE LA POLLUTION DE L'ATMOSPHÈRE AMBIANTE. L'ANALYSE NE DISTINGUE DONC PAS LA POLLUTION ATMOSPHÉRIQUE DE LA POLLUTION INITIALE DE LA SURFACE. EN DÉFINITIVE, SUR LES DEUX MATÉRIAUX CONSIDÉRÉS, L'ANALYSE SIMS RÉVÈLE, SURTOUT APRÈS SABLAGE ET POLISSAGE, UNE RÉDUCTION DES COMPOSÉS HYDROGÉNÉS PLUS OU MOINS GREFFÉS À L'OXYGÈNE. SEUL, LE DÉCAPAGE LASER N'ENTRAÎNE PAS DE VARIATION VISIBLE DES PROFILS, DONC DES COUCHES HYDRATÉES. 72 Coups/sec AIO MG 8E05 6E05 4E05 SiO 160 NM 2E05 OH T E M P S D E PULVÉRISATION ( M I N ) 0 10 Figure 111.31 : Comparaison 1 15 2 3 4 5 6 T E M P S D E PULVÉRISATION ( M I N ) des profils SIMS de deux échantillons sablé (AS7G03) a) brut de préparation, b) b) Quantification de la teneur en hydrogène superficiel par la méthode LECO L'essai LECO consiste à décomposer thermiquement (par fusion) les composés hydrogénés, présents dans l'alliage et greffés à la surface, afin de mesurer l'hydrogène ainsi dégagé. L'échantillon de quelques grammes est donc fondu dans un courant d'azote, que l'on fait ensuite passer dans un catharomètre relié à un dispositif de mesure de conductivité. L'hydrogène dégagé par le métal est entraîné par le courant d'azote et en modifie la conductivité. Celle-ci est reliée à la teneur en hydrogène grâce à un étalonnage préalable. Les différents essais réalisés sur AS7G03 et 5083 sont regroupés en tableau III.8. La figure 32 montre un exemple d'analyse de teneur d'hydrogène en surface et à cœur sur 5083, brut de préparation. Le premier pic correspond à un maintien en température (800°C) pendant quelques secondes (10-15 s) afin de dégazer l'hydrogène en surface (dégazagefusion des premières couches). Le deuxième pic correspond à la fusion complète de l'échantillon (800°C pendant 1 minute). On remarque dans un premier temps (fig III-32 et tableau III-8) que les teneurs en hydrogène en surface représentent 70 à 80 % de la teneur totale en hydrogène, et ce, pour les deux matériaux. Ces teneurs en hydrogène (en surface et à cœur) sont plus importantes pour l'alliage de fonderie (9.25 ppm ) que pour le 5083 (3.20 ppm), en accord avec la différence de mode d'élaboration. Enfin, la préparation de surface sur AS7G03 donne de bons résultats en terme de réduction de l'hydrogène en surface : on passe de 7.74 ppm en surface pour l'alliage de fonderie, à 2.73 ppm seulement pour un échantillon décapé laser. Le polissage donne des résultats intermédiaires en accord avec les macrographies de surfaces d'échantillons sur AS7G03, qui montraient une abrasion seulement partielle de la croûte de fonderie. On ne note par contre, pour le 5083, aucune variation importante de la teneur en H entre un échantillon brut et un échantillon décapé, compte tenu des erreurs de mesure de +/- 0.5 ppm. Les résultats obtenus sur l'alliage 5000 de base (autour de 3 ppm), sont légèrement inférieurs à ceux révélés par Matsunawa [3-19] qui obtient sur des alliages comparables, sans dégraissage préalable, des niveaux de l'ordre de 10-12 ppm. On attribue donc ces différences 73 au dégraissage effectué avant l'analyse du matériau de base, qui a éliminé la plupart des graisses riches en hydrogène. 1Ô4 !30 15É fiHflLVSIS Tint !H SEC, Figure 111.32 : exemple Matériau/préparation de surface Teneur moyenne en surface +/- 0.5 ppm Teneur moyenne à cœur +/- 0.5 ppm Teneur moyenne totale +/- 0.5 ppm Tableau d'analyse LECO sur échantillon AS7G03dégraissé 7.74 AS7G03 poli brut de 5083 4.325 AS7G03 décapé 2.73 5083dégraissé 2.195 5083 décapé 2.45 1.51 1.735 1.12 1.01 1.15 9.25 6.06 3.85 3.20 3.60 II 1.8 : analyse des teneurs 5083 et AS7G03 en hydrogène pour différentes préparations (moyenne sur 2-3 essais reproductibles) de surface sur III.2.3. Quantification des taux de porosités 111.2.3.1 Examens radiographiques des cordons et quantification Pour des conditions expérimentales identiques (4kW, 3 et 5 m/min), les taux de porosités ont été analysés dans chaque cordon par radiographie X (tableau III-9), suivie d'une analyse d'image des radiographies obtenues. Nous avons utilisé pour ce faire, le logiciel d'analyse d'image, Image Tool. Les quantifications effectuées par cette méthode donnent un % surfacique apparent des porosités par rapport à la surface totale du cordon. Irradiation 4 mA, 160 kV Tableau Temps d'exposition 30 secondes II 1.9 : conditions opératoires Distance foyer pièce 1000 mm des examens radiographiques Les films radiographiques choisis sont de densité importante (2.5-3), le papier choisi est à grains fins, pour augmenter le contraste et gagner en netteté. En effet, on visualise ainsi des microporosités de dimensions minimales proches de 100 //m. 74 Un exemple d'analyse d'image des résultats radiographiques est présenté en figure 111.33. Les cordons d e soudure ont été réalisés à V = 3 m/min. O n présente les résultats pour les deux matériaux. Le taux d e porosités mesuré est calculé en estimant le pourcentage de zones noires (pores) par rapport au métal environnant (zones blanches). D e la même manière, on présente en tableau 111-10, les taux de porosités mesurés à une vitesse supérieure : 5 m/min. a) Conditions expérimentales 5083 dégraissé 5083 poli 220 5083 poli 800 radiographies V'-' ! S 5083 sablé 5083 décapé laser Analyse d'image % porosités 16.3 15.3 9.8 15 r ^ # • • • • > ' • • * • 9.2 b) Conditions expérimentales AS7 dégraissé radiographies AS7 poli 220 % porosités 12.7 iiiliN AS7 poli 800 AS7 sablé Analyse d'image • «..••<.. . • ;.r.w. I , • 12.2 6 -.>.».,!*.. 9 ,».<•. : f * - AS7 décapé laser Figure 111.33 : Influence ^ ^ ^ ^ 0.5 • de la préparation de surface sur le taux de porosités 5083, b) AS7G03 Conditions expérimentales 5083 dégraissé 5083 poli 2 2 0 5083 poli 8 0 0 5083 sablé 5083 décapé laser tableau III. 10 : Influence Biliïs % porosités 12.52 11.59 11.79 21.56 8.56 de la préparation Conditions expérimentales A S 7 dégraissé A S 7 poli 2 2 0 AS7 poli 8 0 0 AS7 sablé AS7 décapé laser de surface • ... (V=3 m/min) : a) % porosités 9.06 2.56 15.19 3.74 2.38 sur le taux de porosités (V=5 m/min) On peut alors tracer e n figures III.34 et III.35 l'évolution du taux de porosités en fonction des différentes préparations de surface pour les deux vitesses étudiées. O n remarque tout d'abord une diminution du taux de porosités avec la vitesse (plus marquée pour l'alliage d e fonderie) que l'on attribue dans un premier temps à une diminution des temps de germination et de croissance des microporosités dans le bain liquide. D'autre part, l'augmentation de la vitesse diminue les profondeurs de pénétration et de ce fait réduit le parcours de remontée des macroporosités (créées en pied de cordon) vers la surface du bain liquide. Ces résultats sont globalement en accord avec ceux de Katayama [3-7], qui observait pour une diminution d e la vitesse ou pour une augmentation de la puissance incidente, une augmentation du taux de porosités créées. 75 Sur le 5083, les taux de porosités minimum mesurés aux deux vitesses restent toutefois importants (7-8 %) et la préparation de surface réduit relativement peu les taux mesurés (figure 111.34). On attribue ce résultat à la persistance de macroporosités, (instabilités du procédé) non affectées par la préparation de surface. Les porosités restantes sont de taille plus importantes, et sont certainement issues de la vaporisation du Mg (Tv = 1100°C), et des perturbations qu'il induit au niveau du key-hole. La diminution mise en évidence est toutefois plus marquée dans le cas du décapage laser, ayant conduit à l'ablation sélective des pollutions organiques superficielles (cf lil.2.2.2). dégraissé P220 P800 sablé décapé laseï Figure 111.34 : taux de porosités en fonction de l'état de surface (5083) Sur l'alliage AS7G03 présentant une croûte d'oxyde de fonderie importante (>1 //m), les résultats indiquent qu'une préparation préalable de la surface réduit de manière très significative (12 % à 0.5 %) le taux de porosités (figure III.35), en accord avec les profils d'analyse SIMS des surfaces traitées (Fig 111-31), qui confirment une chute des concentrations en oxygène en surface, donc des couches hydroxydées. Si l'on compare les effets des différents traitements de surface utilisés, un décapage laser, mène aux meilleurs résultats. Comme sur le 5083, ce phénomène pourrait être dû à une action combinée de l'élévation de température et de l'onde de choc qui agirait sur la pollution organique, emprisonnée par la couche poreuse d'oxyde [3-40, 3-41 3-42, 3-43, 3-44, 3-45]. A l'opposé, le traitement de sablage semble perturber la morphologie des cordons et augmenter le % de porosités, peut-être en raison d'un couplage laser-matière accentué (surface rugueuse faiblement réfléchissante, donc meilleure absorptivité) qui tend à accentuer les convections du bain. D'après Zhao [3-1], la forte absorption du faisceau par une surface sablée pourrait être liée à la présence de particules de corindon incrustées à la surface et absorbantes à la longueur d'onde du laser. dégraissé P220 P800 sablé décapé Figure 111.35 : taux de porosités en fonction de l'état de surface 76 (AS7G03) III.2.3.2. Répartition entre macro et microporosités au sein des cordons La distinction entre macro et micro porosités doit pouvoir nous permettre de remonter à l'origine des améliorations obtenues après traitement de surface. On remarque sur les deux alliages (Fig 111-36 et Fig 111-37) que les différentes préparations de surface mises en œuvre réduisent à la fois les taux de macro et microporosités. Dans le cas particulier du sablage, le traitement réduit le taux de microporosités , donc joue bien son rôle de suppression de source d'hydrogène (cf analyses SIMS), mais semble néfaste pour la formation de macroporosités, en accord avec l'hypothèse formulée précédemment, d'un meilleur couplage laser-matière et de convections plus prononcées. Sur AS7G03 (Fig 111-36), la formation de macroporosités et microporosités est modifiée par la préparation de surface. La réduction des taux de micro-porosités, particulièrement important si l'on se réfère à leur nombre, et pas à leur % surfacique, est aisément expliqué par les analyses de surface et la réduction des composés hydrogénés correspondante. La diminution des % de macroporosités (+ faible, excepté après décapage laser) pourrait être également due, outre les aspects « stabilisation du procédé » à la présence de l'hydrogène. En réduisant les sources d'hydrogène potentielles, on réduirait alors la formation de microporosités, susceptibles de coalescer avec les macroporosités. Ce type de configuration est présenté en figure 111.37b (alliage 5083) où l'on observe la coalescence entre une microporosité (issue du dégazage de l'hydrogène) et une macroporosité (issue des instabiltés du keyhole). Cette observation va dans le sens d'une contribution de l'hydrogène au volume de porosités global détecté sur 5083 et AS7G03. Sachant que TAS7G03 contient des taux d'hydrogène plus importants (paragraphe III.2.2.3) et une quantité de microporosités également plus importante, ce phénomène est donc plus marqué sur l'alliage de fonderie, que sur l'alliage corroyé. Sur AS7G03, la formation de porosités est donc liée intrinsèquement à la présence de l'hydrogène fortement solubilisé ou greffé à cœur et en surface du matériau. Certaines porosités sphériques de dimensions importantes (> 500 //m).générées en soudage sont alors liées aux fortes teneurs en hydrogène qui favorisent leur croissance, et non pas au procédé lui même. 9 • micro • macro BRUT Figure 111.36 : Effet de la préparation microporosités P800 sablé décapé de surface sur la génération de macroporosités surAS7G03, à V= 3 m/min et Sur 5083 (Fig 111-37), la préparation de surface réduit le taux de microporosités mais modifie peu le taux de macroporosités (ce dernier passe de 13 à 8 %). On en déduit que la préparation de surface agit uniquement sur la formation des microporosités, mais ne modifie 77 pas directement l'origine «procédé» des porosités, et en particulier la stabilité du key-hole ou du bain liquide. BRUT P800 sablé décapé Figure 111.37 : a) Effet de la préparation microporosités sur 5083, à V=3m/min microporosité sur 5083, (bispot 0.45 mm, de surface sur la génération de macroporosités b) coalescence d'une macroporosité avec 4m/min). et une 111.2.3.2. Analyse des taux de porosités par densitométrie Des quantifications des taux de porosités ont également été effectuées par densitométrie. Cette technique, complémentaire de la radiographie X, permet d'obtenir des résultats de taux de porosités en volume. L'étude a été conduite uniquement sur le 5083. La densitométrie est basée sur le principe de la double p e s é e : l'échantillon est pesé dans l'air (m1) et dans l'eau (m2). Sa densité est alors : D = m /(m -m ) S, , t é t a n t la densité de l'eau à la température de l'essai. En réalité, à condition d'utiliser une balance convenable, la p e s é e dans l'air ne présente pas de difficulté. C'est la pesée dans l'eau, plus délicate, qui conditionne la précision du résultat. En effet, les échantillons doivent être propres et sans aspérités susceptibles d'accrocher des bulles d'air. 1 1 2 4 • a Figure 111.38 : Principe de la double pesée 78 dans l'air et dans l'eau [3-49] Le résultat de l'analyse donne une densité de l'échantillon. On en déduit un % volumique des porosités contenues dans l'échantillon. Sachant que l'échantillon au départ est de forme parallélépipédique (2 x 4 x 30 mm) on intègre donc la densité de la zone fondue et du métal de base environnant. Connaissant la densité du métal de base, et la proportion de métal fondu par rapport à l'échantillon de départ (sur une coupe transversale), on en déduit un pourcentage volumique de porosités dans le métal fondu (formule 111.15) d(ZF) d(échantillon)x(Sl =— — + S2)-d(MB)xS2 ., . ... . . (formule III. 15) c Connaissant la densité du métal fondu, on en déduit le pourcentage de porosités (Fig III-39) qu'on peut comparer à ceux mesurés par analyse d'image. S Radiographie X +analyse d'image 18 E 16 % porosité %/mm 2 densitométrie à 5m/min (% / m m ) 3 1 4 1 2 10 8 6 4 2 0 dégraissé P220 décapé laser figure 111.39 : Analyse du taux de porosités pour trois préparations différentes (comparaison radiographie -densitométrie), sur 5083, V=5m/min, soudage continu Les niveaux de porosités mesurés par densitométrie sont très inférieurs à ceux mesurés par radiographie X. On interprète aisément ces résultats en comparant les méthodes utilisées pour chaque mesure : la radiographie détecte la présence de porosités translatées sur un plan, alors que la densitométrie fait l'analyse sur un volume. A titre d'exemple, une porosité de 500 /jm de diamètre dans un volume de 1mm , représente 78 % environ du volume, alors que cette même porosité de 500 jjm de diamètre, contenue dans une surface de 1 mm , ne représente que 50 % de la surface. Cette différence entre la détection en volume et en surface est d'autant plus grande que les porosités sont petites. Toutefois, les analyses densitométriques effectuées sur 5083 (Fig III-39), ne mettent en évidence aucune variation du % de porosités après préparationd e surface. 3 2 III.2.4. Etude de la localisation des porosités par tomographie X llf.2.4.1. Principe de la méthode et influence de la préparation de surface La possibilité d'observer la répartition des porosités en volume nous a semblé susceptible d'apporter des informations complémentaires intéressantes. La tomographie est une méthode non destructive qui permet de reconstruire précisément l'objet tridimensionnel. Cette technique, mise en œuvre à l'INSA de Lyon (G.Peix) a permis de caractériser de manière qualitative les porosités, de morphologie et de dimensions différentes. Son principe est dérivé de celui d'une radiographie X au détail près que l'on associe une rotation qui permet d'obtenir la visualisation 3D du cordon. Le schéma du montage est présenté en figure III.40. La source peut être considérée comme ponctuelle vis-à-vis de l'échantillon et le faisceau X est un faisceau parallèle, monochromatisé au moyen de deux monocristaux de silicium. 79 L'échantillon à observer est enserré sur un porte-échantillon, lui même fixé sur un goniomètre, permettant un positionnement (rotation, translation) très précis. (urntabic Figure 111.40 : principe de la tomographie X [3-46] Avant manipulation, la platine du goniomètre est réglée de telle sorte que son axe de rotation soit parfaitement perpendiculaire à la direction horizontale du CCD, ce qui assure un déplacement purement horizontal de tout point par rotation. Le faisceau monochromatique traverse l'échantillon et le faisceau transmis est recueilli par une caméra CCD, comprenant 1024 rangées de 1024 détecteurs. On forme ainsi une image radiographique (projection). L'écran fluorescent est placé à 900 mm de l'échantillon, ce qui permet d'obtenir des résolutions de l'ordre de 8 /vm (seuil de détection). Le voxel (élément de mesure) utilisé est de forme cubique et de 20 //m de section. Enfin, des algorithmes intègrent les images pour reconstituer l'image 3D du volume sondé. Les éprouvettes utilisées pour la caractérisation de la porosité sont des parallélépipèdes de 3 mm de côté et 2 cm de longueur. Figure 111.41 : Analyse par tomographie 5083 a) brut de préparation, V= 5m/min, X des répartitions de porosités b) sablé, (V= 5 m/min -soudage dans un cordon monospot) de Si on observe une tomographie effectuée sur un cordon brut de préparation de 5083 (figure 111.41a), on remarque la formation de porosités non sphériques de dimensions variables, (macroporosités et microporosités). Par contre, l'échantillon sablé (figure 111.41b) montre exclusivement la formation de macroporosités réparties en racine de cordon. Quasiment aucune microporosité n'est détectée. On vérifie donc que le sablage est une méthode efficace de suppression de sources d'hydrogène et d'oxygène à la surface, mais inefficace voire néfaste quant à la création de macroporosités. Ces dernières apparaissent ainsi sensiblement plus volumineuses après sablage. Ces résultats sont en accord avec les analyses 80 QUANTITATIVES DÉJÀ PRÉSENTÉES. CE TYPE DE RÉPARTITION ET DE TAILLE DE POROSITÉS A ÉTÉ OBTENU POUR LE 5083 COMME POUR LA ' LLIAGE DE FONDERIE. .2.4.2. Influence du bispot sur la répartition et la forme des porosités DANS UN PREMIER TEMPS, ON MET EN ÉVIDENCE LA PRÉSENCE DE MICROPOROSITÉS SPHÉRIQUES ET DE POROSITÉS NON CIRCULAIRES SUR L'ENSEMBLE DES CORDONS MONO ET BI-SPOT EN AS7G03. UNE RÉPARTITION À PRIORI ALÉATOIRE DES POROSITÉS, ET SURTOUT DES MICROPOROSITÉS DANS LA PROFONDEUR FONDUE EST MISE EN ÉVIDENCE EN MONOSPOT (FIGURES II 1-41 A ET III-42). ON REMARQUE DANS UN DEUXIÈME TEMPS, EN CONFIGURATION MONOSPOT ET BISPOT ( FIGURES III-42, III43 ET III-44), QUE SEULES LES POROSITÉS DE TAILLE INFÉRIEURE À 300 //M (MICROPOROSITÉS) SONT RÉPARTIES ALÉATOIREMENT DANS LE CORDON, ALORS QUE LES POROSITÉS DE TAILLE SUPÉRIEURES SE RETROUVENT ESSENTIELLEMENT À MI-HAUTEUR, C.A.D À MI-PARCOURS DE LA POROSITÉ DEPUIS SON LIEU DE FORMATION JUSQU'À L'EXTRÊME SURFACE. CES RÉSULTATS SONT EN ACCORD AVEC LES FORMULES III-8 ET III-9 QUI DONNENT, POUR UN DIAMÈTRE DE POROSITÉ DONNÉ, UNE VITESSE D'ÉMERGENCE ET UNE DISTANCE DE PARCOURS FIXES, MAIS ÉGALEMENT AVEC DES PHÉNOMÈNES POSSIBLES DE HUMPING (CF FIGURE 111-14) CORRESPONDANT À DES ÉVAPORATIONS PRÉFÉRENTIELLES À MI-CORDON. SI LO ' N OBSERVE LES ANALYSES TOMOGRAPHIQUES DANS LA DIRECTION X (DIRECTION DE SOUDAGE), ON REMARQUE ÉGALEMENT QUE LES POROSITÉS SONT RÉPARTIES UNIFORMÉMENT SUR LE POURTOUR DE LA ZONE FONDUE (FIGURE LLL.43B ET 111.44B). ON INTERPRÈTE CE PHÉNOMÈNE PAR LES MOUVEMENTS DE CONVECTION EN SOUDAGE LASER QUI TENDENT À FAIRE REMONTER LE BAIN LIQUIDE ET LES GAZ OCCLUS LATÉRALEMENT, DEPUIS LE BAS DU KEY-HOLE, VERS LE HAUT DU BAIN LIQUIDE. CE TYPE DE CONVECTION, DIRIGÉE VERTICALEMENT DANS LE BAIN LIQUIDE (FIG III-45), EST SPÉCIFIQUE DU SOUDAGE PAR KEY-HOLE, CONTRAIREMENT À UNE FUSION PAR CONDUCTION QUI DIRIGE LES MOUVEMENTS DE CONVECTION DU CENTRE DU CORDON VERS LES BORDS DE LA ZONE FONDUE. AUCUN EFFET IMPORTANT DU BI-SPOT NE SEMBLE IDENTIFIABLE EN CE QUI CONCERNE LA LOCALISATION ET LA FORME DE CES POROSITÉS, CE QUI SEMBLE INDIQUER DES MOUVEMENTS DE CONVECTION IDENTIQUES. \ ^^^^^^ Figure 111.42 : Analyse par tomographie X des répartitions de micro et macro porosités cordon d'AS7G03 (ligne de fusion monospot, 4 kW, 5 m/min) 81 dans un Figure 111.43 : Analyse par tomographie X des répartitions de porosités dans un cordon d'AS7G03 (ligne de fusion bi-spot 0.3 T, pénétration 2.5 mm, 4 kW, 5 m/min) : a) vue de profil, b) vue dans l'axe Figure 111.44 : Analyse par tomographie X des répartitions de porosités dans un cordon d'AS7G03 (ligne de fusion bi-spot 0.45 L, pénétration 2.5 mm, 4 kW, 5 m/min) : a) vue de profil, b) vue dans l'axe III.2.4.3. Discussion : localisation des porosités et mouvements de convection L'ORIENTATION DES MOUVEMENTS DE CONVECTION PEUT PERMETTRE D'EXPLIQUER LA LOCALISATION DES POROSITÉS EN BORD DE CORDON. EN EFFET, EN L'ABSENCE DE KEYHOLE, LA CONVECTION EST DIRIGÉE PAR LES GRADIENTS DE TEMPÉRATURE À LA SURFACE DU BAIN, OÙ LES ÉCHANGES GAZEUX SE PRODUISENT SUR UNE SURFACE IMPORTANTE. LE KEYHOLE PERMET DE RÉALISER UN IMPORTANT TRANSFERT DE CHALEUR ENTRE LE FAISCEAU ET LE MÉTAL EN FUSION ; IL AMORCE UN MOUVEMENT DE CONVECTION DANS LE SENS INVERSE. XIAO ET SEPOLD [3-47] ONT APPELÉ CES DEUX TYPES DE MOUVEMENTS CONVECTIFS CONVECTION (1) (POUR DY/DR POSITIF) ET CONVECTION (2) (POUR DY/DR NÉGATIF). ILS ONT MONTRÉ QUE, DANS LE CAS DU SOUDAGE LASER, LA CONVECTION (2) EST LARGEMENT PRÉPONDÉRANTE SUR LA CONVECTION (1). LES BULLES SONT ALORS ENTRAÎNÉES DANS LA PARTIE INFÉRIEURE DU BAIN OÙ LES MOUVEMENTS FLUIDES SONT MOINS RAPIDES (GRADIENTS DE TEMPÉRATURE MOINS IMPORTANTS QUE SUR LA SURFACE SUPÉRIEURE), ET ELLES SONT EMPRISONNÉES PENDANT LA SOLIDIFICATION. LE PHÉNOMÈNE EST ENCORE PLUS MARQUÉ (FIG III45) SI LE BAIN EST LARGE (VITESSE DE SOUDAGE FAIBLE) CAR LA CONVECTION EST PROPORTIONNELLE AU RAPPORT LARGEUR SUR PROFONDEUR DE BAIN. LA TOMOGRAPHIE X A DONC PERMIS DONC DE LOCALISER PRÉCISÉMENT LES POROSITÉS ET D'ÉMETTRE DES HYPOTHÈSES SUR LEUR MOUVEMENTS DANS LE BAIN. 82 Figure 111.45 : schéma explicatif des mouvements de convection mis en jeu [3-48] Nous verrons au chapitre IV que ce phénomène semble être plus marqué en monospot en bispot, même si les tomographies X ne permettent pas de faire de différence. On peut donc penser que modifier les tailles de bain, peut influer sur l'amplitude des convections. III.2.5. Analyse des porosités générées en mode puisé Des coupes transverses ont été effectuées sur des lignes de fusion en mode puisé, réalisées avec un laser IQL80-Quantel. Les conditions d'irradiation utilisées, choisies à partir de conditions de soudage utilisées classiquement sur matériaux métalliques, sont respectivement de 40 Hz pour la fréquence, et 4 ms pour la durée d'impulsion, avec une puissance moyenne de 1 kW. La vitesse de soudage de 0.5 m/min et les profondeurs fondues sont alors comprises entre 2 à 3 mm. On observe la présence de macroporosités et microporosités réparties sur l'ensemble du cordon, moins nombreuses qu'en soudage continu. III.2.5.1 Formation et localisation des cavités génères en régime puisé La figure III.46 représente deux macrographies qui mettent en évidence deux types de macroporosités (cavité) présentes l'une en racine de cordon (figure lll-46a) et l'autre à micordon ( lll-46b). D'après Katayama, [3-34] on attribue le premier type de macroporosité à la fermeture rapide du capillaire, à la fin de l'impulsion laser. En effet, la formation de porosités localisées en pied de cordon, se produit lors de l'arrêt brutal de l'impulsion laser, alors qu'un keyhole profond avait été créé. Le temps de remplissage du capillaire étant beaucoup plus long que le temps de solidification de la matière, une cavité est emprisonnée en pied de cordon Le deuxième type de porosité (à mi-cordon) est créé par le remplissage du keyhole par le haut, à la fin de l'impulsion laser, qui vient colmater le capillaire de vapeur et générer une porosité en moitié de cordon. Le principe est résumé dans la figure III.47. 83 Figure 111.46 : observation de deux macroporosités sur coupe transverse d'un cordon soudé en régime puisé a) en pied de cordon, b) en moitié de cordon Figure 111.47 : mécanisme de création des porosités en mode puisé a) cavité générée en racine de cordon, b) cavité en moitié de cordon [3-34] Un dernier point important est à signaler, il concerne la figure 111.46b, qui révèle une inflexion, ou une réduction de section, qui donne une forme de "goulot de bouteille" au capillaire (bottleneck). Cette forme typique s'observerait du fait d'un gonflement du capillaire (du fait d'évaporations excessives et d'un super chauffage des parois). Le mécanisme de création du capillaire et de la porosité finale est expliqué par Kaplan et présenté en figure 111.48 [3-33]. 84 Beam OFF: Laser Boum Excess Barr!er:HSh. Cas Expanding Vaponr Vaporisation Drilllnf; blçckcd |,j | Barrler Rev Ca» Flow t l Shieldlng Cas Enter» c Wall Détaches from Beam RcVcFk>y| rs'T) t(cooH Ga* rY^. tig PoslVaporisation Condensation figure 111.48 : théorie du soudage p/-p<p,"P.+P„ par impulsion laser Contraction Condensation U n i t Sphère [3-33] 111.2.5.2 Formation de microporosités en régime puisé n). oO bnservepeuétgapelm eenrtqduees, pm icrorappoproosrtitésauenrégm fiiguerec1o1n14.tin6au, dlees tvrèitesssefasibledsedrm iefroeidnisssoienm s /eO m e n s a r nolbjeauelmseonn,ttleteslesdm queensoinless dm icroppoororosistéitéss dnoé'ntecttéepsassolentetm psol'rdderecrdoeître.50 à 200 G i e d e ddoenscdm ienensoignrasndemoypeannrtiees ednessom udaicgroepocroonsiténitsu, edtereol'lartivderm e ednet 5p0e0u /m . l e s o u d a g e p derégm meacrom cavpétiussloin m a c r o p o r o s i t é s . C e a l e s t d û e n p a r t i e à l a s t a b i l t é d u k e y h o e l e n i i dD eeflupclutusa,tioenns dsoyundam qiueim s)pulsionnel, le bani liquide entre deux m a g e sbaainetleeetsm présd vm oiroenisdedé'chseangseoslidigfiearz.euxDesocnet efafeit,ctuiln'étse.racLtioa'bnsorpbtioanni dqilh'uydidero-agm tènoespihloèprresusloidanm t e l a f u s o i n p u eujeivtandteh'yd(frigoguèreneII4.lo9rs) dduesretafroileidsissem enm t sicoronptorfoorsetitém ednet dol'm irdnireuésd.eOn50ojm bse.rve dans la srD d e s leaoitsncodentrafinissteusresex(eIrcI.4ée9sa).loO rsnduatribureefrodissisaemcreénattionsonautxtelgersadieqnutse'ledsepteem u ipnldua'usuirtereimlappoarfortat,nrm tsetqudieinfdm uissentliqudideessstirnutcetursrteitisels.pluLsesforetcm etrnainttehsords-eéqureilbfroreid,isseem t leantcoexexceistercnéce zleosnesfm s o l i d e s l i o n li s sont très fins), que les f amolircens.t liquides se solidifant sont alors teles (les fm Figure 111.49 : a) coupe transverse de cordon soudé en régime puisé révélant microporosités fissure, b) coalescence de microporosités et r e(fnigtureenco1r1e14.9pblu).sIlrapcoidnecsernqeuelelesphécninom cU onalescaeuntrece,pphréenuovm eèndeeinctiénréetiqssuanest edset àrefroidnisosetem é 85 de création de porosités par germination et croissance. Ce phénomène n'a jamais été observé en soudage continu. 111.2.5.2 Influence d'une préparation de surface en régime puisé Deux polissages mécaniques ont été mis en œuvre (SiC 200 et 800) afin d'évaluer l'influence d'une préparation de surface en régime puisé sur l'alliage 5083. Les radiographies correspondantes montrent des porosités de taille réduite (200 //m pour les macroporosités) alors qu'on atteint des porosités de taille millimétrique en soudage continu. De ce fait, les taux de porosités mesurés (en % surfacique) sont nettement inférieurs à ceux obtenus en soudage continu (tableau 111.13). Conditions expérimentales 5083 dégraissé 5083 poli 220 5083 poli 800 % porosités 4.5% 5% 5% Analyse d'image •• -.- .•• Tableau III. 13 : Taux de porosités obtenus en soudage puisé Les résultats n'indiquent aucune variation des taux de porosités entre les différentes préparations de surface, pour des profondeurs de pénétration comparables à celles obtenues en régime continu (2.5-3 mm). Cela semble lié à l'origine même des porosités, beaucoup plus indépendantes du % d'hydrogène initial, mais plus dircetement liées aux phénomènes de remplissage du keyhole par le bain liquide à la fin de l'impulsion laser, qui tend à se referme brutalement et à emprisonner à sa base des porosités liées pour partie aux gaz entraînés dans le key-hole. La solubilisation de l'hydrogène est de toute façon réduite par des températures de bain liquide sensiblement inférieures, ce qui limite l'effet potentiel de traitements superficiels. Conclusion Nous avons vu dans ce chapitre que de nombreuses porosités pouvaient être induites par soudage laser dans les deux alliages considérés, issues principalement de la dissolution d'hydrogène (microporosités) ou des instabilités du procédé (fermetures de keyhole). Ces porosités ont été quantifiées par différentes techniques expérimentales qui ont mis en évidence l'effet bénéfique d'une préparation de surface avant soudage, en particulier sur l'alliage AS7G03 de fonderie après décapage laser. Les gains obtenus ont été corrélés à des analyses superficielles des couches traitées, qui ont mis en évidence une réduction sensible des composés hydratés, et en particulier des oxydes et des hydroxydes. Sur 5083, les gains sont beaucoup moins évidents et de nombreuses macroporosités persistent, en raison d'une instabilité de procédé due au fort % de Mg. L'effet d'une préparation de surface est, également quasiment nul dans le cas du soudage puisé. La répartition des porosités générées dans les cordons a également été étudiée précisément, en particulier par tomographie X. Les macroporosités sont localisées essentiellement à mihauteur de cordon, et sur le pourtour extérieur. Elles révèlent ainsi les mouvements de convection dans le bain liquide, qui les ont entraînées verticalement avant de les figer dans le bain solidifié. En définitive, et surtout sur l'alliage 5083, la formation de porosités n'a pas été complètement enrayée par une préparation de surface (mécanique ou thermo-mécanique). On se propose donc dans le chapitre suivant de mettre en œuvre des techniques expérimentales susceptibles d'agir sur les origines « procédé » des porosités afin d'en limiter au maximum le nombre. 86 Références [3-1] H.Zhao, D.R.White «Current issues and problems in laser welding of automotive aluminium alloys», International Materials reviews vol 44 1999, p238-266 [3-2] M.Kutsuna «Metallurgical aspects in laser welding of steels and aluminium alloys» Proceedings de "lcaleo'1996, p [3-3] L.Cretteur, S.Marya «Développement et application de flux - pâte pour le soudage laser des alliages d'aluminium» , Soudage et techniques connexes, janv. - fév. 1999. [3-4] M.Kutsuna, Q.Yan «BEHAVIORS OF HYDROGEN AND MAGNÉSIUM IN POROSITY FORMATION IN C0 2 LASER WELDS, Proceedings de Cisffel'98, Toulon, pp223-232 [3-5] M.J.Cieslak, P.W.Fuerschbach « ON THE WELDABILITY, COMPOSITION AND HARDNESS OF PULSED AND CONTINUOUS ND :YAG LASER WELDS IN ALUMINIUM 6061, 5456, AND 5086», Metallurgical transactions B, vol 19B (1988). [3-6] S.Katayama, A.Matsunawa, K.Kojima «C0 laser weldability of aluminium alloys (2 report) : defect formation conditions and causes», Welding international 12 (10) 1998. nd 2 [3-7] S.Katayama, C.D.Lundin «LASER WELDING OF ALUMINIUM ALLOY 5456», Welding international, 6 (6) 1992. [3-8] E. Du mord « MISE EN ŒUVRE D'UNE OPÉRATION DE SOUDAGE LASER DES ALLIAGES D'ALUMINIUM - ÉTAT DE L'ART », Ecole d'Automne CNRS Laserap3, Sarlat (1997). [3-9] J.Charbonnier « GAZ DANS LES ALLIAGES D'ALUMINIUM DE FONDERIE », Techniques de l'ingénieur, section M218. [3-10] J.Chêne, A.M.Brass «INTERACTIONS HYDROGÈNE - MÉTAL» DANS : Corrosion sous contrainte, phénoménologie et mécanismes, Ed Desjardins-Oltra, Bombannes 1990. [3-11] M.Kutsuna, Q.Yan « STUDY ON POROSITY FORMATION IN LASER WELDS IN ALUMINIUM ALLOYS (REPORT 1) : EFFECT OF HYDROGEN AND ALLOYING ÉLÉMENTS », Welding international 12 (12) 1998. [3-12] M.Kutsuna, Q.Yan «STUDY ON POROSITY FORMATION IN LASER WELDS OF ALUMINIUM ALLOYS (REPORT 2). MECHANISM OF POROSITY FORMATION BY HYDROGEN AND MAGNETISM», Welding international 13 (8) 1999. [3-13] H.M. Dunlop, M.Benmalek «RÔLE AND CHARACTERIZATION OF SURFACES IN ALUMINIUM INDUSTRY», Journal of Physics III, (1997). [3-14] J.C.Kucza, J.R.Butruille, E.Hank «ALUMINIUM AS - ROLLED SHEET FOR AUTOMOTIVE APPLICATIONS, EFFECT OF SURFACE OXIDE ON RÉSISTANCE SPOT WELDING AND ADHESIVE BONDING BEHAVIOR», Society of automotive Engineers, 1997. [3-15] M.Stucky, J.-L.Roberge «EVALUATIONS DU NIVEAU D'HYDROGÈNE DANS LES BAINS D'ALUMINIUM», Fonderie- Fondeurs d'aujourd'hui (fév. 1999) [3-16] DJ.Field - «OXIDATION OF ALUMINIUM AND ITS ALLOYS», Treatise on materials science and technology, vol 31, (1989). [3-17] A.Matsunawa, N.Seto «DYNAMICS OF KEYHOLE AND MOLTEN POOL IN HIGH POWER LASER C0 2 LASER WELDING OF ALUMINIUM ALLOYS», Proceedings of "High power lasers in manufacturing", Osaka (nov. 1999). [3-18] J.Safrany «LA PRÉPARATION DE SURFACE DES ALLIAGES D'ALUMINIUM», Surfaces n° 268 (mars 1997). [3-19] A.Matsunawa, N.Seto «DYNAMICS OF KEYHOLE AND MOLTEN POOL IN HIGH POWER C0 LASER 2 WELDING», Proceedings des journées d'étude de Hirschegg, Allemagne, février 2000. [3-20] G.Sepoid, T.C.Zuo, C.Binroth «C0 laser beam welding of aluminium alloys for transport S y s t e m s » , BIAS, (1990). [3-21] N.Seto, A.Matsunawa«X-ray inspection of porosity formation in dual beam welding Proceedings des journées d'étude de Hirschegg, Allemagne, février 2000 2 [3-22] A.Matsunawa, J-D.Kim, S.Katayama «POROSITY FORMATION IN LASER WELDING - MECHANISMS AND SUPPRESSION METHODS», Proceedings, ICALEO'1997, section G, p73-p82 [3-23] R.Fabbro, K.Chouf «DYNAMICAL DESCRIPTION OF THE KEYHOLE IN DEEP PÉNÉTRATION LASER WELDING», Journal of laser applications, 12(4), pp 142 -148 [3-24] A.Matsunawa, S.Katayama «C0 2 LASER WELDABILITY OF ALUMINIUM ALLOYS (REPORT 1) : EFFECT OF WELDING CONDITIONS ON MELTING CHARACTERISTICS », Welding journal ,12(7), p 519-528 87 [3-25] S.Katayama, N.Seto, J-D.Kim «Formation mechanism and réduction method of porosity in laser welding in laser welding of stainless steel», Proceedings, ICALEO'1997. [3-26] S.Katayama, N.Seto«Formation mechanism of porosity in high power YAG laser welding», Proceedings ICALEO' 2000, Section C, p16-25 [3-27] K.Takahashi, B.Mehmetti, S.Sato «Influence of shielding gas and laser irradiation conditions on porosity formation in C0 laser welding of aluminium alloy», Welding International, vol 12, (1998). [3-28] T.lwase, S. Shibata «Real time observation of dual focus beam welding of aluminium alloys», Proceedings, ICALEO'2000 (Détroit USA), section C, p 26 [3-29] W.Gref, A.Russ «Double focus technique- influence of focal distance and intensity distribution on the welding process », Proceedings of the LAMP2002 conférence, Osaka, Japan, juin 2002 [3-30] B.Honenberger, C-L.Chang « Laser welding with Nd :YAG - Multi beam technique» Proceedings, ICALEO'1999. [3-31] Katayama, S.Kohsaka, M.Mizutani « Puise shape optimization for defect prévention in pulsed laser welding of stainless steels», ICALEO 1993, pp87-497 [3-32] W.H.Zhang, H.L.Tsai «pore formation and prévention in deep pénétration pulsed laser welding», ICALEO'2002, Scottsdale (USA) [3-33] A.F.H.Kaplan, M.Mizutani «Analysis of différent methods for the prévention of pore formation in keyhole laser spot welding», IIW international conférence, june 2002, Copenhagen, Denmark [3-34] S.Katayama, N.Seto«X-ray transmission In-situ observation of keyhole during laser spot welding and pulse-shaping for prévention of porosity», ICALEO 2002, Scottsdale (USA) [3-35] J.Xie «Dual beam laser welding», Welding Research octobre 2002 p223 - 230 [3-36] F.Dausinger, P.Berger «Laser welding of aluminium alloys : Problems, approaches for improvement and applications», Proceedings of ICALEO'2002, Sottsdale (USA) [3-37] H.Simidzu, F.Yoshino«Pulsed Nd :YAG laser spot welding of aluminium alloys» Proceedings of LAMP'92, Nagaoka, Japan, p511-516 [3-38] S.Katayama, T.Takemoto «Effect of puise shape on melting characteristics in pulsed laser spot welding», ICALEO'1995, p 846-854 [3-39] D.C. Weckman, H.W Kerr«Tne effects of process variables on pulsed Nd:YAG laser spot welds : Part II. AA 1100 aluminium and comparison to AISI 409 stainless steel» Metallurgical and materials transactions B, Volume 28B, august 1997, p687-700 [3-40] K.Lee, K.G.Watkins «Laser shock cleaning», ICALEO'2000, Détroit (USA) [3-41] D.Boisselier, Lenoir «Pré traitement par laser Q-switch d'alliages d'aluminium», Lettre de l'Irepa laser, janvier 2001 [3-42] T.Dascalu, M.Poterasu «Thin layers removal by Nd :YAG-laser », Proceedings of ECLAT'96, Stuttgart, pp 707-714 [3-43] K.G.Watkins «Mechanisms of laser cleaning», SPIE ,vol 3888, 2000, p165-174 [3-44] J.D.Kelley «Particle removal from surfaces by pulsed laser irradiation », SPIE, volume 1624 : Laser-induced damage in optical materials 1991 pp153 -160 [3-45] A.Kitagawa, T.lnoue «Laser surface cleaning of aluminium alloy », ICALEO'1995 p 211 [3-46] Cendre, Duvauchelle «Conception of a high resolution X-ray computed tomography device : application to damage initiation imaging inside materials», First world congress on industrial process tomography, avril 1999 [3-47] Xiao, Sepold «Einflup der stromung in der schmelze auf die porenbildung beim laserstrahlscweipen von aluminiumlegierungen»., Proceedings of Laser 91 Laser in der technik Munchen, Sept 1991. Berlin [3-48] T.Fuhrich, P.Berger «Marangoni effect in laser deep pénétration welding of steel», Proceedings des journées d'études de Hirschegg, Allemagne, février 2000 [3-49] «Mesure de la densité et évaluation de la porosité dans les pièces en alliages légers, le 37», Editions techniques des industries de la fonderie, 1998 [3-50] C.Mayer, «Optimisation du soudage bord à bord par faisceau laser C0 de tôles d'alliages d'AL-Mg : étude de la microstructure et du comportement mécanique des soudures» Thèse de doctorat de l'INSA de Lyon, 1996 2 2 88 Chapitre IV Influence d'une configuration bi-spot sur la génération de porosités Chapitre IV : Influence d'une configuration bifocale sur la génération de porosités Introduction Dans le précédent chapitre, une étude de l'effet de la préparation de surface sur la génération de porosités, en condition de pénétration partielle a été menée. Elle a conclu à la prédominance de macroporosités de taille millimétrique, indépendantes de la présence de l'hydrogène, qui seraient générées par l'instabilité constitutionnelle du keyhole, en particulie sur des alliages d'aluminium, contenant de forts pourcentages en éléments alliés à bas point de vaporisation. Dans ce qui suit, nous allons donc tenter de réduire le % de macroporosités dans les cordons, en adoptant une configuration à double spot, déjà utilisée par plusieurs auteurs pour stabiliser le keyhole. Nous allons également étudier les modifications apportées par le bispot à la fois au niveau du keyhole, et du bain liquide par des visualisations à l'aide de caméras rapides. IV. 1 Obtention de la configuration bispot Le but de cette étude est de caractériser les performances du soudage bispot par rapport au soudage monospot. On se propose donc d'évaluer l'intérêt du soudage bispot en terme de réduction du nombre de porosités, et d'amélioration de l'état de surface (cf. chapitre II et chapitre III). Dans un premier temps, des études métallographiques compareront les dimensions de cordons (largeur et niveau de pénétration). Des radiographies ainsi que des quantifications des taux de porosités par analyse de surface seront mises en œuvre. Les 4 configurations bispot étudiées correspondent à des distances interspot de 0.3 et 0.45, 0,75 et 0,9 mm, pour deux alignements des spots en longitudinal (L) et en transversal (T). Les vitesses de soudage sont de l'ordre de 5 m/min en monospot, et entre 2.5 et 4 m/min pour les différentes configurations bispot étudiées. On essaie ainsi de s'abstenir du problème de la différence d'énergie linéique déposée entre un seul faisceau à 4 kW et deux faisceaux à 2 kW, afin d'obtenir des profondeurs de pénétration équivalentes pour les différentes configurations de soudage mises en œuvre. Ce parti pris nous permet alors d'évaluer l'effet de la configuration bifocale dans le cas d'une application industrielle nécessitant une pénétration donnée. La figure IV.2 rappelle le principe d'obtention de la configuration bispot par opposition à la configuration monospot (figure IV. 1). On obtient la configuration bispot par insertion d'un prisme entre la lentille de collimation et la lentille de focalisation, qui permet de dédoubler le faisceau. 89 FIBRE OPTIQUE ( <I> = 600UM) CTZ / \ LENTILLE DE COLLIMATION F S 200 MM LENTILLE DE FOCALISATION F = 150 MM EPROUVENT 5083 BUSE DE PROTECTION EPROUVELTE 5083 SENS DE SOUDAGE FIGURE IV. 1 : SCHÉMA DE PRINCIPE D'UNE CONFIGURATION MONOSPOT FIGURE IV.2 : SCHÉMA DE PRINCIPE DE LA CONFIGURATION BISPOT ET CONFIGURATIONS LONGITUDINALES TRANSVERSALES La figure IV.3 montre les orientations de spots obtenues en longitudinal et en transverse. Pour l'ensemble des essais réalisés en configuration bispot, la distance focale de la lentille de focalisation est de 150 mm, pour des distances interspot variables entre 0.3 et 0.9 mm. On peut représenter les deux configurations longitudinales et transverses de la manière suivante : 90 i C0 C o n f i g u r a t i o n longitudinale configuration transverse Spots l'un derrière l'autre selon l'axe défini par le plan de joint Spots côte à côte selon l'axe défini par le plan de joint Figure IV.3 : orientation des bispots par rapport à l'axe de soudage. IV.2 Influence de la vitesse et des distances interspot sur les profondeurs de pénétration et les largeurs de cordon La figure IV.4 présente l'évolution de la profondeur de pénétration à une vitesse donnée de 5 m/min, pour différentes distances interspot. 0,2 Figure IV.4 : Courbe d'évolution 0,4 0,6 distance interspot (mm) 0,8 de la pénétration en fonction de la distance m/min interspot, à V=5 Une diminution de la profondeur de pénétration en fonction de l'augmentation des distances interspot est systématiquement constatée. Typiquement, pour des distances interspot supérieures à 0.6 mm, les cordons présentent un aspect hémisphérique, caractéristique d'un soudage par conduction. Ce résultat est attribué à une diminution de la densité d'énergie déposée sur pièce avec l'accroissement de la distance entre les spots. Cette tendance est observée que l'on soit en configuration longitudinale ou transverse. Toutefois les résultats obtenus pour la 91 configuration transverse en terme de profondeur de pénétration sont légèrement inférieurs à ceux établis pour la configuration longitudinale (de l'ordre de 10 % d'écart). Cette tendance semble liée à l'élargissement des cordons en transverse (supérieur à ceux obtenus en longitudinal) au détriment des pénétrations atteintes. Enfin, un dernier point à signaler concerne les niveaux de pénétration obtenus sur l'alliage de fonderie, réduits par rapport à ceux mesurés sur 5083. Cela peut être attribué aux seuils d'amorçage et aux températures de création du keyhole, inférieures pour le 5083, du fait de la présence du magnésium. On peut penser qu'un meilleur couplage énergétique se fait pour l'alliage, contenant une forte proportion d'éléments volatils. Cela peut être également lié à la conductivité thermique supérieure de l'AS7G03 qui, en dissipant rapidement la chaleur, limite réchauffement local. Il apparaît donc nécessaire si l'on veut comparer les différentes distances interspot entre elles, de diminuer la vitesse de soudage pour des distances interspot importantes, afin d'obtenir des niveaux de pénétration équivalents pour toutes les configurations étudiées. Si l'on se réfère à Katayama [4-1], le fait de souder à des vitesses faibles contribue à se placer dans des conditions néfastes quant à la formation de porosités. L'effet de réduction de porosités pour des distances interspot croissantes sera d'autant mieux mis en évidence que la configuration (vitesses faibles) n'est pas favorable. A titre comparatif, les résultats obtenus dans la figure précédente sont en accord avec ceux d'Iwase [4-2] qui pour un alliage type 5182, et pour des puissances et vitesses de soudage quasi identiques, trouve des variations de profondeurs de pénétration équivalentes entre les différentes distances interspot. Etant donné que les niveaux de pénétration obtenus pour des distances interspot croissantes diminue, il est nécessaire de diminuer en conséquence les vitesses en bispot, si l'on veut obtenir les mêmes niveaux de pénétration qu'en configuration monospot. Après une optimisation des paramètres, on opte pour des vitesses de 5 m/min en configuration monopost, 4 m/min pour les configurations 0.3 et 0.45 mm et enfin 2.5 m/min pour les configurations 0.75 et 0.9 mm. On regroupe dans le tableau IV. 1 toutes les conditions de vitesse utilisées suivant la configuration de soudage mise en œuvre Distance interspot (mm) Gamme de vitesses de soudage (m/min) Tableau IV. 1 conditions de soudage 0 5 et distances 0.3-0.45 3-4 interspot 0.75-0.9 2.5 (pénétration = 3-3.5 mm) L'augmentation des distances interspot permet d'obtenir des cordons en surface de plus en plus larges, lisses et stabilisés. Cela est beaucoup plus marqué pour le 5083, qui présente en configuration monospot, une géométrie superficielle de cordon assez tourmentée (bourrelets, caniveaux), alors que la configuration bispot 0.75 mm par exemple montre des géométries de surface beaucoup plus régulières. La figure IV.5 ne montre que les aspects de surface obtenus pour le 5083. La géométrie superficielle des cordons avait déjà été discutée dans le chapitre II. Nous discuterons des causes de la stabilisation des aspects de surface dans la deuxième partie de ce chapitre. Distance interspot (mm) 0.45 monospot 0.75 0.9 Vue de dessus stable instable Figure IV. 5. aspect des cordons en fonction de la distance 92 interspot Un autre point important concerne les largeurs de cordons obtenues en configuration longitudinale et transverse. On obtient généralement des cordons plus larges en configuration T par rapport à la configuration L. Ce résultat est différent de ceux obtenus par Fabbro [4-3] qui obtient sur acier standard des cordons plus larges en configuration L. Il attribue cet effet aux mouvements de convection dirigés perpendiculairement à la direction de soudage, et qui tendent à élargir le cordon en surface. A l'inverse, en configuration T, les mouvements de convection seraient dirigés dans le sens de la direction de soudage et contribueraient à l'élargissement des cordons (figure IV.6). Figure IV.6 : contours du bain liquide en configuration transverse [4-3] bispot sur acier a)longitudinale, b) IV.3 Quantification du taux de porosités Pour les configurations monospot et bispot retenues ci-dessus, nous avons évalué, comme pour l'effet de la préparation de surface, les taux de porosités générés dans les cordons, à partir de radiographies. Les taux de porosités mesurés correspondent à des valeurs surfaciques (cf. chapitre III pour la méthodologie de quantification des porosités à partir de radiographies). Cette étude concerne les deux configurations bispot longitudinales (L) et transverses (T). La figure IV.7 met en évidence un comportement spécifique pour chaque matériau. Ainsi, on observe une réduction drastique du taux de porosités pour l'alliage AS7G03, même pour des distances interspot faibles, alors que des distances de l'ordre de 0.9 mm sont nécessaires pour réduire à moins de 2% les taux de porosités quantifiés (par analyse de surface) sur l'alliage 5083. La configuration transverse donne des résultats sensiblement identiques en terme de taux de porosités, et ce pour chaque distance interspot. Afin d'illustrer les résultats de la figure IV.7, la figure IV.8 reprend quelques radiographies ainsi que l'analyse d'image associée. 93 14 12 10 'CD CO o -o 6 0,3 0,45 0,75 distance interspot (mm) Figure IV. 7 : évolution configuration Monospot V= 5 m/min du taux de porosités en fonction de la distance configurations longitudinales et transverses AS7G03 configuration Monospot V= 5 m/min Bispot 0.45 L V=4 m/min pour les 5083 Bispot 0.75 L V=2.5 m/min Bispot 0.45T Bispot 075T V=2.5 m/min V=4 m/min Figure IV.8: radiographies interspot de cordons sur AS7G03 correspondants et 5083 et traitements d'images On observe dans un premier temps, lors du passage à la configuration bispot, pour l'alliage de fonderie, la suppression totale des porosités générées et piégées par la solidification. Ce résultat est obtenu que l'on soit en configuration longitudinale ou transverse. Pour le 5 0 8 3 , les macroporosités sont fortement réduites, mais le nombre de microporosités semble plus important. En accord avec les résultats obtenus dans le chapitre III, il semble donc que la réduction de la vitesse (configuration bispot 0.75 mm, V= 2.5 m/min au lieu de 5 m/min pour la configuration monospot) contribue à augmenter les taux de porosités liés à l'hydrogène. Cela est lié aux cinétiques de germination et croissance des microporosités favorisées par des vitesses plus faibles, et à des surfaces de contact avec l'atmosphère plus importantes. Le phénomène est reproductible pour la configuration transverse sur 5 0 8 3 . Ces microporosités (dues à l'hydrogène) sont généralement de géométrie sphérique contrairement aux cavités, plus anguleuses et plus critiques quant à la tenue mécanique 94 (effet d'entaille). On peut penser que la réduction du nombre de ces porosités (lors du passage à la configuration bispot) peut entraîner des cordons plus résistants mécaniquement. Nous caractériserons les propriétés mécaniques de ces cordons en configuration monospot et bispot à la fin de ce chapitre (IV.4). La réduction du taux de porosités peut être liée à deux facteurs : • d'une part à la stabilisation du capillaire de vapeur. Le fait de dédoubler le faisceau revient alors à augmenter l'ouverture du keyhole [4-4], et à générer un capillaire plus stable face aux tensions de surface du métal environnant qui tendent à le refermer, limitant ainsi les fermetures génératrices de porosités ou cavités [4-5], • Une autre hypothèse consiste à dire que l'élargissement de la zone de dépôt d'énergie laser, augmente les temps de maintien du bain fondu, favorisant ainsi l'évacuation des porosités, par dégazage naturel du pôle liquide. Il paraît donc nécessaire de déterminer les effets réels de la configuration bispot vis à vis d'une stabilisation éventuelle du capillaire et/ou d'une augmentation des tailles de bains, pour les différentes configurations étudiées. Pour ce faire, des suivis pyrométriques et des visualisations de procédé par caméra rapide ont été mis en oeuvre, afin de valider nos précédentes hypothèses, et de caractériser les phénomènes physiques mis en jeu lors de l'interaction à l'aide d'une observation directe. Dans un premier temps, des analyses pyrométriques vont nous fournir les cycles thermiques T=f(t) mis en jeu lors des différentes configurations de soudage. IV.4 Etude des cycles thermiques par relevés pyrométriques Une analyse pyrométrique ponctuelle (pyromètre digital, IMPAC, résolution spatiale : 500 /jm, incliné à 45° et placé perpendiculairement au passage du faisceau) a été mise en oeuvre afin d'enregistrer les cycles thermiques T = f(t) à proximité du capillaire et du bain liquide. Les fréquences d'échantillonnage de la mesure sont de l'ordre de 100 Hz. Les températures minimales et maximales mesurables sont comprises entre 400 et 1800°C. Le pyromètre dispose d'un pointeur laser qui permet de régler la position de la mesure. Avant les mesures, le pyromètre a été étalonné assez sommairement à partir du seuil d'apparition de la phase liquide (9 =590 +/- 20°C), en conditions non stationnaires, et des signaux pyrométriques équivalents. Plusieurs positions ont de ce fait été testées, respectivement à 0, 0.5, 1 et 1.5 mm du centre du cordon. Les résultats présentés ici, concernent les mesures effectuées à proximité du keyhole , donc intégrées entre 0 et 500 //m, suivant la taille du pointé pyrométrique. F La figure IV.9 présente trois profils réalisés en monospot et en bispot 0.45 mm et 0.75 mm pour le 5083 et deux profils obtenus sur l'alliage de fonderie (monospot et bispot 0.45 mm). Les vitesses mises en œuvre sont respectivement de 5 m/min, 4 m/min, 2.5 m/min. Les conditions d'apparition de l'état liquide sont estimées à la température de 550°C, température du solidus pour l'alliage de fonderie AS7G03 , et 575 °C pour le 5083. 95 0 0,05 0,1 t e m s 0,15 0,2 0,22 0,24 0,26 s P () 0,28 0,3 0,32 0,34 temps (ms) Figure IV.9 : profils de température mesurés sur 5083 et sur AS7G03 pour deux configurations de soudage (monospot et bispot 0.45 mm et 0.75 mm) SUR LES PROFILS DE TEMPÉRATURE MESURÉS EN FIGURE IV.9A (5083), LE PASSAGE DU KEYHOLE EST REPRÉSENTÉ PAR UN MAXIMUM DE TEMPÉRATURE (1300 - 1400 °C). CES VALEURS NE CORRESPONDENT PAS AUX TEMPÉRATURES RÉELLES AU SEIN DU KEYHOLE, MAIS PLUTÔT À UNE MESURE SUR UNE ZONE INTÉGRANT LA LIMITE DU KEYHOLE ET LE BAIN LIQUIDE À PROXIMITÉ. LA MÊME REMARQUE PEUT ÊTRE FORMULÉE POUR L'AS7G03 (FIGURE IV.9B). LES TEMPS DE MAINTIEN (DONC LA TAILLE) DES KEYHOLES NE SONT DONC PAS FACILEMENT ESTIMABLES PAR CETTE MÉTHODE. EN REVANCHE, ON PEUT CONSTATER UNE AUGMENTATION DU TEMPS DE MAINTIEN DU BAIN LIQUIDE AVEC L'AUGMENTATION DE LA DISTANCE INTERSPOT, POUR LES DEUX MATÉRIAUX ÉTUDIÉS. LES TEMPÉRATURES ATTEINTES DANS LE BAIN LIQUIDE SONT GÉNÉRALEMENT INFÉRIEURES À 1200 °C, ET CE POUR LES DEUX ALLIAGES CONSIDÉRÉS, CE QUI NOUS AMÈNE À PENSER QUE LE MAGNÉSIUM VAPORISÉ AU SEIN DU CAPILLAIRE DE VAPEUR (CONTENU DANS LES MACROCAVITÉS ISSUES DES FERMETURES DE KEYHOLE), SE RECONDENSE TRÈS VITE DANS LE BAIN. ON PEUT, D'APRÈS LES COURBES PRÉCÉDENTES ESTIMER DES TAILLES DE BAIN, CONNAISSANT LA VITESSE DE SOUDAGE POUR CHAQUE COURBE TRACÉE. COMPTE TENU DU TEMPS DE RÉPONSE DU PYROMÈTRE (T=0.01S), CELA CORRESPOND À DES ERREURS DE MESURE COMPRISES ENTRE 0.4 ET 0.8 MM. LES RÉSULTATS SONT REGROUPÉS DANS LE TABLEAU IV.2. MATÉRIAU 5083 AS7G03 Tableau IV.2 : estimation LONGUEUR BAIN (MM) BISPOT 0.45 MM 4.1 +/- 0.7 MM 3.6 +/- 0.7 MM MONOSPOT 5M/MIN 3.32 +/- 0.8 MM 3.0 +/- 0.8 MM des tailles de bain en fonction des configurations le 5083 et l'AS7G03 BISPOT 0.75 MM 4.9 +/- 0.4 MM 0 de soudage pour LES RÉSULTATS INDIQUENT UN ACCROISSEMENT DES LONGUEURS DE BAIN, AVEC LA DISTANCE INTERSPOT, (0 MM, 0.45 MM, 0.75 MM), POUR LES DEUX MATÉRIAUX. LES RÉSULTATS NE SONT DONNÉS QU'À TITRE INDICATIF. NOUS REVIENDRONS SUR L'ESTIMATION DES TAILLES DE BAIN PAR ANALYSE DIRECTE EN COURS DE SOUDAGE, EN PARTIE IV.1.5.3 DE CE CHAPITRE. 96 A partir des courbes T=f(t) expérimentales, on met donc en évidence des cinétiques de refroidissement plus lentes en configuration bispot qu'en configuration monospot. Ces cinétiques de refroidissement plus lentes, associées à la figure III.5, nous permettent de conclure quant à un temps de parcours de la bulle d'autant plus lent que les vitesses de refroidissement sont lentes. Cela va dans le sens d'une éjection des porosités plus importante en bispot. Toutefois, les conditions précises d'éjection des bulles de gaz occluses, et en particulier leur cheminement au sein du bain liquide sont encore sujettes à caution. IV.5 Visualisation du procédé par caméra rapide IV.5.1 Conditions expérimentales La compréhension des processus physiques mis en jeu en soudage laser est souvent basée sur l'observation. Ces phénomènes se déroulent à des vitesses ultra rapides qui imposent l'utilisation d'une caméra ultra rapide à des fréquences d'échantillonnage supérieures au kilo hertz [4-6]. Elle permet d'obtenir des schémas événementiels bien découpés dans le temps. L'obtention d'une configuration de visualisation bien réglée nécessite toutefois des réglages longs et souvent fastidieux, qui demandent d'assombrir ou d'éclairer la zone à visualiser. L'aluminium étant particulièrement réfléchissant, un éclairage rudimentaire a été ajouté (lampe halogène focalisée sur la pièce). A partir de ces films, plusieurs données peuvent être déduites, telles que les dimensions (largeur, longueur) et la dynamique du bain liquide, à travers l'évaluation des vitesses fluides (mouvements du liquide métallique en surface) qui rendent compte de sa stabilité. La qualité de la visualisation est tributaire de tous les réglages mis en œuvre, notamment au niveau de l'éclairage utilisé, des atténuations, filtres, (interférentiels ou densité papier) ainsi que du type d'objectif utilisé. Le choix d'une fréquence d'acquisition donnée va également fixer, pour une ouverture de diaphragme donnée, la taille de la fenêtre ainsi que l'atténuation (contraste) de cette fenêtre. Le logiciel d'acquisition Photron intégré à la caméra C-MOS nous permet alors d'acquérir des séquences filmées de type .avi. Les filtres placés devant la caméra (KG5 ou KG3) coupent la longueur d'onde du laser afin de ne pas endommager le capteur et d'atténuer la luminosité de la plume de gaz de surface. Plusieurs fréquences d'acquisition ont été utilisées, comprises entre 100 et 4000 Hz. Nous présenterons ici tous les résultats relatifs à la fréquence 2000 Hz, qui donne un bon compromis entre le suivi des phénomènes et le contraste de l'image obtenu (sans éclairage). IV.5.1.1 Visualisation coaxiale : étude du capillaire L'étude des fluctuations du capillaire et en premier lieu de sa section en surface demande une observation normale. De nombreux auteurs ont utilisé cette configuration, pour observer le keyhole ou la plume de plasma, en C0 comme en Nd :YAG [4-7]. Aucun éclairage supplémentaire n'a été utilisé pour les analyses effectuées dans cette configuration, le but étant d'atténuer suffisamment le capillaire pour en observer les contours. La caméra CMOS est située sur le bloc de renvoi de la tête laser [4-8] (figure IV. 10). Il est toutefois important de signaler que les visualisations en coaxial intègrent le capillaire mais également la plume du gaz métallique. Sachant que les atténuations (densités papier et filtres) sont gardées constantes pour toutes les conditions de soudage mises en oeuvre (différentes vitesses, différentes distances interspot), les résultats présentés ont surtout un intérêt comparatif entre les différentes configurations de soudage étudiées. La figure IV. 10 schématise les deux positions de soudage adoptées pour nos visualisations. 2 97 Position 1 : observation figure IV. 10 : schéma de principe des deux types de visualisations utilisés IV.5.1.2 Analyse du bain liquide en visualisation à 45° La position de la caméra hors-axe permet une analyse des instabilités du bain en préservant leur caractère tridimensionnel [4-9]. La caméra équipée d'un objectif est placée perpendiculairement à l'axe de déplacement du cordon, et inclinée à 45° pour un effet de perspective. La caméra employée est une caméra CMOS ultra - rapide de Kodak. Cette caméra est basée sur la technologie CCD (256 niveaux de gris, 512 x 512 pixels). A cette technologie s'ajoute un système d'anti-blooming (ou anti-éblouissement) qui limite la saturation d'intensité lumineuse émise par le keyhole. Un éclairage extérieur a été rajouté au montage. Le choix s'est arrêté sur l'utilisation d'une lampe halogène (150 W) qui émet une lumière diffuse, diminuant les effets d'éblouissements. IV.5.2 Résultats : Etude des keyholes en configuration coaxiale IV.5.2.1 Visualisation des keyholes Après acquisition des séquences de films (sous forme de fichiers .avi, un logiciel (Adobe Première) permet de sélectionner une image à un instant t, ou une séquence d'images. Les figures suivantes montrent l'évolution du capillaire de vapeur pour différentes configurations de soudage mono ou bispot. Les résultats présentés concernent principalement l'AS7G03, car ceux obtenus sur 5083 présentaient un contraste assez médiocre (figure IV. 11). Seule la configuration longitudinale est présentée ici. Les résultats obtenus en configuration transversale, en terme de répartition d'énergie entre les deux spots ou en terme de distances entre les capillaires, sont toutefois identiques à ceux obtenus en configuration longitudinale. L'intensité mesurée par la caméra provient du rayonnement issu du rayonnement du gaz contenu dans le capillaire et de la plume de surface. Après atténuation à l'aide de filtres, les bords du capillaire étaient observables sur certaines images figure IV. 12 2). On conserve 98 cette configuration d'atténuation du plasma pour toutes nos acquisitions vidéo. On peut montrer à titre d'exemple, pour les mêmes conditions de visualisation (atténuation, grossissement), les acquisitions effectuées sur 5083 en figure IV.11 Figure IV. 11 : visualisation monospot, configurations des keyholes sur 5083 pour deux conditions de soudage V= 5 m/min, b) bispot 0.75 L, V= 2.5 m/min a) Monospot 5m/min b) Bi 0.45 mm 4m/min a) c) Bi 0.75 mm 2.5 m/min 1) Visualisations des keyholes 2) Visualisation des bords du keyhole 3) Estimation du diamètre des keyholes Figure IV. 12 : Visualisations des keyholes pour trois configurations de soudage, a) monospot V= 5 m/min, b) bispot 0.45mm (L), V=4 m/min, c) bispot 0.75 mm (L), V=2.5 m/min, fréquence d'acquisition = 2000 Hz, AS7G03 L'observation des différentes configurations montre dans un premier temps en figure IV. 12 1) qu'un capillaire allongé est formé pour la configuration bispot 0.45 mm, alors que deux spots distincts sont créés pour une distance interspot de 0.75 mm. Ces résultats sont en désaccord avec ceux d'Iwase, qui trouve, sur un acier et un alliage d'aluminium, et pour une distance interspot supérieure (0.9 mm), un seul capillaire allongé [4-2]. De la même manière Gref [4-10], en visualisation X de cordons en cours de soudage (alliage 5182), observe la formation d'un seul capillaire allongé selon la direction de soudage. On peut donc penser 99 que les visualisations présentées dans la figure IV. 12 rendent compte principalement de la thermique des capillaires et que le maximum de luminosité centré au niveau des deux capillaires correspond au maximum de la température, sachant que les images enregistrées par la caméra prennent en compte l'émission dans l'infrarouge et de ce fait visualisent la réponse thermique des bains ou des keyholes. Si l'on visualise les images pour lesquelles les contours du capillaire sont observables (figure IV. 12 2), on peut estimer un diamètre réel du keyhole pour les deux configurations bispot présentées. En figure IV. 12 3, on schématise les géométries de keyholes potentielles obtenues. On forme donc l'hypothèse qu'un seul capillaire serait créé, quelle que soit la configuration de soudage. Ce capillaire serait d'autant plus allongé que la distance interspot serait importante. L'élargissement du capillaire tendrait donc à le stabiliser contre les tensions de surface appliquées par le métal environnant, et notamment par le liquide en face arrière qui exerce une pression PA = A I D, (D = diamètre du keyhole). Cette pression est d'autant plus faible que le diamètre du capillaire est important. Comme cela a été précédemment énoncé dans le chapitre I, on néglige ici la pression hydrodynamique (pression du bain proportionnelle à la vitesse de soudage) et la pression hydrostatique (force de gravité, proportionnelle à la hauteur du keyhole). IV.5.2.2 Stabilité dynamique des keyholes Un programme écrit en langage C (A. Delmas, UTA) permet de traiter ces films (sous format DVCAM) et, par l'utilisation d'algorithmes, de les traiter automatiquement. Ce post-traitement des séquences enregistrées permet d'obtenir les variations de la section du capillaire à la surface. Connaissant le nombre de pixels qui définissent la surface totale, on peut également en déduire une luminosité moyenne de l'objet détecté, qui donne une information qualitative sur la température du keyhole. Nous présentons ici l'évolution de la surface et de la luminosité en fonction du temps. Il est important de rappeler que cette méthode de visualisation permet d'observer non pas uniquement le capillaire mais une image qui intègre les parois réfléchissantes du keyhole et la plume de gaz métallique. Par la suite, toutes les observations ou discussions qui seront formulées tiendront compte de cet état de fait. t = t 0 extinction t = t +0.5 ms t = t +1 ms fluctuations du diamètre du keyhole 0 0 t = to +1.5 ms t = t +2 ms t = t +2.5 ms fluctuations du diamètre du keyhole 0 0 FIGURE IV. 13 : SÉQUENCE D'IMAGES EN CONFIGURATION MONOSPOT V=5M/MIN F = 2000 HZ 100 SURAS7G03, En configuration monospot, on observe une faible variation (+/- 20%) du diamètre du keyhole. En configuration bispot d=0.45 mm, par contre, de fréquentes exposions attribuées à des dégazages, se produisent (figure IV. 14) qui saturent complètement le capillaire en vapeur. Elles sont suivies d'une légère extinction, qui indique que la quantité de vapeur émissive a été fortement réduite à l'image +1 ms par rapport à l'image au temps to+0.5 ms. ot t = to t = t +0.5 m s t = to + 1 m s explosion extinction 0 explosion t = t +1.5 ms 0 t = t +2 m s t = t +2.5 m s extinction deux spots 0 deux spots Figure IV. 14 : Séquence t = t d'images 0 extinction t = t +1.5ms 0 explosion Figure IV. 15. : Séquence 0 sur configuration bispot 0.45 mm V=4 m/min sur F = 2000 Hz t = t +0.5 m s 0 deux spots t = t +2ms 0 AS7G03, t = t +1 m s 0 deux spots t = t +2.5 ms 0 extinction progressive d'images sur configuration bispot 0.75 mm V=2.5 m/min AS7G03, F = 2000 Hz 101 sur On observe le même phénomène pour une configuration bispot 0.75 mm. De fréquents dégazages du keyhole se produisent également, suivis immédiatement d'une diminution de l'intensité lumineuse, et donc de la quantité de vapeur présente dans le capillaire. Néanmoins, l'amplitude des explosions est plus réduite en bispot 0.75L (Figure IV. 15). Les post traitements des films acquis pour l'alliage de fonderie sont présentés dans la figure IV. 16, où la variation de la surface et de la luminosité totale sont données en fonction du temps. On compare alors les fluctuations pour une configuration monofocale et bifocale (favorable à la réduction de porosités). On ne discutera pas des valeurs obtenues en ordonnée, car, seule une variation relative de la surface et de la luminosité nous intéresse, indépendamment des valeurs absolues. Par ailleurs, à l'observation des films, les deux keyholes fluctuaient en phase, et à amplitude égale. Par souci de simplification du dépouillement des résultats, les deux keyholes ont été post traités ensemble et non individuellement. On a alors divisé par deux toutes les valeurs obtenues, afin d'identifier les variations d'un seul keyhole, par rapport à la configuration monospot. La figure IV. 16 présente donc les variations de luminosité et de surface pour deux configurations de soudage, monospot et bispot 0.45L sur l'AS7G03. Des fluctuations importantes de la surface en configuration monospot (+/- 50 % de variation de la surface), du même ordre que celle mesurées en bispot (+/- 50 %) sont identifiées. Quelques pics d'augmentation importante de la surface analysée sont également détectés, qui correspondent simultanément à des maxima de luminosité. On en relève par exemple en figure IV.16 aux temps, t=1 s, t=1.25 s et t=1.5 s. On attribue ce phénomène à des phénomènes d'explosions de keyhole qui saturent la fenêtre d'acquisition. Ce phénomène est moins marqué en configuration bispot 0.45L. Figure IV. 16 : Variation de la surface et de la luminosité des key-holes monospot et bispot 0.45 mm (AS7G03) en configuration Si l'on considère les variations de luminosité totale (surface x niveau de gris) présentées en figure IV. 16b, elles apparaissent plus régulières en fréquence et en amplitude en configuration bispot, qu'en configuration monospot. Au niveau de la variation de luminosité en configuration monospot, des valeurs proches de zéro sont détectées, correspondant à une extinction de capillaire. A contrario, aucune extinction n'est comptabilisée dans le signal en bispot (le zéro de la courbe en gris correspond dans l'échelle des ordonnées à 2 10 pixels). Dans l'interprétation des phénomènes, une extinction correspond à une fermeture complète du keyhole qui génère des porosités. Le principe de formation d'une porosité par 6 102 extinction est rappelé dans la figure IV. 17. En raison des pressions du liquide qui s'exercent autour du capilaire (pressions superficielles), un étranglement localisé à mi-hauteur de keyhole ((b) et (c)). peut générer une cavité (e). En terme d'émission de gaz par le capilaire, cela correspond à une extinction. a) b) d) c) e) figure IV. 17 : séquence de génération d'une fermeture d Les maxima de luminosité mesurés, en bispot semblent correspondre à la phase d), qui traduit un dégazage important du capillaire, après accumulation de la vapeur dans une poche et augmentation de la pression. Soit la pression à l'intérieur du capilaire est suffisante pour expulser le bouchon de liquide au dessus de cette poche de gaz, soit la pression est trop faible, et la pression du liquide environnant est telle que le keyhole se referme complètement, se détache, et entraîne une cavité gazeuse occluse. Cette étape de fermeture complète du capilaire correspond à la phase e). On peut penser qu'en bispot, en raison de l'augmentation du diamètre du capillaire, la phase e) a moins de probabilité de se produire et que c'est l'état d) qui prédomine (fréquents dégazages). En résumé, la dynamique du keyhole en bispot est plus active. Elle se traduit par une amplitude et une fréquence de l'événement de dégazage plus importante, et une absence de fermetures de keyhole. Le keyhole apparaît donc plus stable contre les effets du bain environnant. On observe le même phénomène pour le 5083. Les trois configurations, monospot, bispot 0.45 et bispot 0.75 ont été étudiées (figures IV. 18 et IV. 19). En raison d'une mauvaise luminosité des films, il est difficile de dire dans ce cas présent, s'il y a plus ou moins d'extinctions en configuration monospot ou bispot. Ainsi, de nombreuses valeurs proches de zéro sont détectées pour les trois configurations étudiées. Seule la présence ou non d'explosions sera donc discutée. 10 4 10 4 - S (mono) 1 —r i >h n - 10' UN à ,<*A P ' I I "P I MI,: L(bi 0.75L) " L (mono) r I , Mt _i t e m "1 _J I I I I I 1 I L 0.8 s 1.2 1.6 temps l 1 2 I1 I 3 2.4 figure IV. 18 : étude des variations de a) surface et b) lumino monospot, V= 5m/min et bispot 0.75 mm à V=2.5 m/m 103 Si l'on compare les signaux mesurés en monospot et bispot 0.75 mm (figure IV. 18), on remarque pour le monospot, de nombreuses augmentations de la surface qui, compte tenu de l'amplitude, correspondent à des explosions de matière qui saturent la fenêtre d'acquisition. Les maxima de surface mesurés pour les configurations monospot et bispot 0.75L atteignent une valeur limite qui correspond en fait à la saturation de la fenêtre d'analyse. Cette fenêtre d'analyse étant plus réduite lors de l'analyse du bispot, cela induit des maxima mesurés plus faibles. D'un autre côté, aucune explosion n'est identifiée en bispot 0.75 L, mais plutôt des fluctuations de la section du keyhole, qui semblent périodiques et d'amplitude constante. Le signal de luminosité suit la même tendance que le signal de surface correspondant. Le signal en bispot présente des maxima de luminosités périodiques et de moindre amplitude. La configuration bispot 0.45L donne des résultats intermédiaires entre la configuration monospot et la configuration bispot 0.75 L : quelques explosions localisées (maxima de surface et de luminosité) cohabitent avec un fond plus régulier en terme de variation des valeurs de S et L (figure IV. 19). La configuration 0.45T semble indiquer un comportement plus stable que la configuration longitudinale correspondante (résultats plus proches de la configuration 0.75L). Cela pourrait être attribué à la géométrie du keyhole obtenue (allongé selon l'axe transverse), susceptible d'être mieux stabilisée contre la pression arrière du bain liquide. 510 T—'—' '— 1 1— 210 " surface (0.45T) " luminosité (0.45T) 410 1,510 310 ! I • | 1 10 1 f,' f 1 ' /'.I h JWMJAMI 11 •> 210 510 1 10 " _l 0.5 I I I I iL jLjutXuilwJi I I I I I I 0.5 1.5 I I I I I I I L_ 1.5 temps temps Figure IV. 19 : étude des variations de la luminosité et de la bispot 0.45 a) T et b) L, à V= 3m/min Il semble donc que le passage en configuration bispot génère des séquences d'événements moins chaotiques au sein des keyholes, avec une dynamique de fluctuation plus régulière, mais sensiblement plus intense. IV.5.3 Analyse des bains liquides Afin de corroborer les hypothèses formulées précédemment, une visualisation des bains liquides s'impose, notamment afin d'estimer leurs géométries, ainsi que les mouvements de convection de la surface en monospot ou bispot. En effet, les mouvements de convection générés en volume (orientation, amplitude) et en surface des bains sont tributaires de la dynamique du keyhole [4-11]. Katayama [4-11], sur un acier 304 et un alliage 5083, a identifié ces mouvements en suivant le déplacement de particules de tungstène non fondues dans le bain liquide par caméra X. De la même manière, Matsunawa [4-9] a analysé les orientations des mouvements de type Marangoni à la surface de bains liquides en 104 soudage C0 . Il paraît donc intéressant de savoir en quoi la configuration bispot peut modifier l'amplitude ou l'orientation de ces mouvements de convection, qui conditionnent directement les géométries de cordons obtenues, et les taux de porosités piégées par ces mouvements plus ou moins turbulents. 2 IV.5.3.1 Analyse des tailles de bain L'analyse des bains liquides nous donne dans un premier temps, une estimation des tailles de bain atteintes dans les différentes configurations de soudage étudiées, le but étant de trouver des éléments de réponse sur la stabilisation des géométries superficielles de cordons, lors du passage à la configuration bispot (notamment pour des distances interspot importantes), et sur la réduction des taux de porosités créées. Comme précédemment, quelques images ont été extraites des séquences vidéo acquises, lors des analyses par caméra , inclinée à 45°. Connaissant la taille de la fenêtre, on estime alors les largeurs et les longueurs de bains. Elles sont résumées dans la figure IV.20. On y observe un allongement (10 à 30 %) ainsi qu'un élargissement (10 à 30 %) des bains de fusion avec le passage à la configuration bispot. Largeur bain : 1.96 mm Longueur bain : 3.63 mm Largeur bain : 2.125 mm Longueur bain : 4.17 mm Largeur bain : 2.94 mm Longueur bain : 4.57 mm Monospot, V=5 m/min Bispot 0.45 mm V=4 m/min Bispot 0.75 mm, V= 2.5 m/min Largeur bain : 1.875 mm Longueur bain : 3.20 mm Largeur bain : 2.2 mm Longueur bain : 3.98 mm Monospot, V=5 m/min (AS7G03) Bispot (0.45mm) V=4 m/min (AS7G03) Figure IV.20 : comparaison des tailles de bain en configuration deux matériaux, f=2000 Hz monospot et bispot pour les L'augmentation des tailles de bain pourrait expliquer la réduction des taux de porosités piégées, par augmentation de l'aptitude au dégazage (éjection hors du bain par combinaison des mouvements de convection et de la poussée d'Archimède). En revanche on sait, par l'observation des surfaces de cordons, que ces derniers étaient beaucoup plus lisses et stables en surface. L'augmentation des tailles de bain peut ici apporter un élément de réponse, dans la mesure où les oscillations du bain issues de l'instabilité inhérente du capillaire, s'amortissent sur des temps plus longs dans des bains plus étendus, et favorisent la stabilisation des chevrons en surface (pour des configurations bifocales) (figure IV.5). IV.5.3.2 Dynamique des bains liquides L'approche plus dynamique de l'étude nous permet d'estimer des vitesses fluides au sein du bain liquide, qui rendent compte des mouvements de convection plus ou moins violents. Ces 105 mouvements de convection sont tributaires de la fréquence d'apparition de la vague liquide éjectée par le keyhole sous l'effet des frictions internes gaz-métal liquide. Il paraît donc intéressant d'estimer dans un premier temps cette fréquence pour nos deux alliages, et ce, pour deux configurations de soudage (monospot et bispot 0.45L) [4-12]. On rappelle que l'apparition de cette vague (ou « swelling ») est issue, d'après Fabbro [414], de la friction entre la vapeur contenue dans le capillaire et le liquide environnant. L'éjection des gaz hors du capillaire induit alors une contrainte de cisaillement avec la couche de liquide, directement en contact avec la paroi arrière du keyhole. Cette contrainte (définie en chapitre I) va éjecter continûment le liquide en créant une vague, qui va s'amortir à l'arrière du bain. La figure IV.21 Illustre le phénomène. Cette vague est créée de manière régulière, plus ou moins déformée suivant la pression du gaz au sein du capillaire, et suivant la viscosité du bain liquide environnant. Figure IV.21 phénomène de vague et mode d'oscillation [4-13] Smith [4-13] corrèle le nombre de chevrons créé par unité de longueur de cordon à la fréquence d'apparition de cette vague (cf. chapitre I), et trouve une adéquation assez bonne entre ces deux fréquences, dans le cas d'un acier soudé en laser C 0 contrairement à Mohanty [4-12], qui ne conclut pas définitivement quant à la corrélation entre les fréquences du keyhole et la fréquence d'apparition des chevrons. Dans notre cas, la fréquence de création de la vague (Fv) est estimée en visualisant les films image par image, et en notant la position de l'événement de formation de la vague sur une séquence de film donnée. La fréquence de création des chevrons (Fc) est d'abord déterminée en estimant le nombre de chevrons par unité de longueur. En multipliant le nombre de chevrons par unité de longueur par la vitesse de soudage, on obtient une fréquence. Les résultats sont regroupés dans le tableau IV.3. Globalement, aux incertitudes de mesure près, (fréquence d'acquisition = 2000 Hz insuffisante), les valeurs de Fv et Fc sont équivalentes (tableau IV.3), ce qui confirme l'origine des chevrons de solidification. Les estimations de Fc ont toutefois été perturbées en particulier par la présence de la croûte de fonderie (AS7G03) ou la présence de bourrelets en configuration monospot (5083) (figure IV.5). De même, l'estimation de la fréquence d'apparition de la vague métallique débouchant du keyhole est limitée par les fréquences d'acquisition (2000 Hz), soit 3 à 4 images seulement entre deux vagues. Toutes choses égales par ailleurs, les valeurs des fréquences d'apparition de la vague sont légèrement supérieures sur l'alliage de fonderie, que sur le 5083. Toutefois, à l'observation des films, la vague créée sur TAS7G03 s'amortissait très vite, par un effet inertiel de la croûte de fonderie, qui limitait l'amplitude de déformation verticale du bain. Cette remarque va dans le sens de cordons beaucoup moins bombés pour TAS7G03, par rapport au 5083. 2 106 Fréquence de création de la vague (Fv) Monospot Bispot 0.45 mm Fréquence de création des chevrons (Fc) Monospot Bispot 0.45 mm 5083 571Hz 800 Hz 5083 500 Hz 750 Hz AS7G03 690 Hz 823 Hz AS7G03 660 Hz 750 Hz Tableau IV.3 : estimation des fréquences de création des vagues et des chevrons pour le 5083 et l'AS7G03, pour deux conditions de soudage, monospot et bispot 0.45 L On observe également une fréquence de création de la vague plus importante (+ 30 %) en bispot qu'en monospot. Ce phénomène est mal expliqué pour l'instant. En effet, on aurait pu penser que le passage à la configuration bispot pouvait induire, du fait de l'augmentation du rayon du capillaire (réduction de la contrainte de cisaillement x ), une fréquence d'apparition des vagues plus réduite. De même, cette fréquence aurait pu être reliée au temps d'allerretour de la vague entre le keyhole et l'arrière du bain liquide. Dans ce cas là, les fréquences auraient dû être réduites lors du passage en bispot. On peut seulement constater que cette augmentation de fréquence d'apparition de la vague va dans le sens d'une augmentation des fréquences de dégazage du keyhole. g Si l'on visualise les vagues créées pour deux configurations, monospot et bispot 0.75L, en figure IV.22, Les tailles de vagues en bispot 0.75L sont réduites et très rapidement amorties dans le bain environnant. Concrètement, en bispot 0.75L (de d) à f)), la vague se crée en e), et en f) elle commence déjà à s'amortir. Elle ne semble pas ou peu perturber le bain alors qu'en monospot, la vague perdure sur plusieurs images, et déforme complètement le bain. Séquence d'apparition et d'amortissement de la vague (swelling) 5083 a) Monospot, 5m/min Image t=t 0 d) Bispot 0.75 L, 2.5m/min Image t=t0 Figure IV.22 : Visualisation b) Monospot, 5m/min Image + 0.5 ms t=to e) Bispot 0.75 L, 2.5m/min Image t=t + 0.5 ms 0 c) Monospot, 5m/min Image t=t + 1 ms 0 f) Bispot 0.75 L, 2.5m/min Image t=t + 1 ms 0 de la dynamique de création de la goutte en monospot (0.75L) pour le 5083 et bispot En conclusion, le passage à la configuration bispot augmente la fréquence d'apparition de la vague liquide, mais l'amplitude verticale de cette dernière est plus réduite, et semble moins perturber le bain environnant lors de sa propagation. 107 A partir de la distance parcourue par la vague entre deux images (At = 0.5 ms), on peut également calculer une vitesse d'onde de surface dans le bain liquide. On choisit deux conditions de soudage (figure IV.23 et IV.24), pour lesquelles on présente cidessous la procédure de détermination de la vitesse de déplacement du liquide. 3.2 m m Figure IV.23 estimation 4 3.6 m m de la vitesse fluide sur 5083 en configuration monospot V= 5m/min (F=2000 Hz), V=0.8 m/s 1.8 m m Figure IV.24 : estimation de la vitesse fluide sur 5083 en configuration bispot 0.45 mm V=4 m/min (F=2000 Hz), V=0.2 m/s Les déterminations des vitesses fluides pour toutes les configurations étudiées ont été regroupées dans le tableau IV.4. distance interspot D=0 D=0.45 mm AS7G03 0.4 m/s 0.2 m/s A5083 0.8 m/s 0.2 m/s D=0.75 m m 0.13 m/s Tableau IV.4 : estimation de la vitesse fluide à la surface du bain pour 3 configurations de soudage, et sur les deux alliages étudiés 108 egnueévddieencseurfaucnee) eréndufcootinncotinm i pdoertanteal ddesitanalcevteinistesrespofult vpDteioausnsrseelalsdedfgieurupxeropm aIVga.a2otéit5,nraiuoxd.neLam al ectvoam banioitansiosndedealcesuprafhécneomdèunebaavniecqila'luudigemednetaotisnedstesabisitl dfaecelimbeanni t (pseurm e t d o n c a u x d é o f r m r des durées puls olngues) en congfiuraotin bsipot. 0,9 p—— i— i— i— |— i— i— i— |— i— i— i— |— i— i— i— |— i— ir 0 ï t i i i I i i i i i _iJ i i i i I I -0,2 0 0,2 I 0,4 0,6 0,8 distance interspot (mm) Figure IV.25 : évolution de la vitesse fluide en fonction de la distance interspot autrdee réfosnudtlaetrei ,nitéareolsrssanqutecoelncsernalergeelusrs fadebi el scordvaoenlu,rsàddesitanvcteiesseni terfuslpdioet doobnetnnéuee,ssop apl'Uroliancge hessem debel celiéel sàmalesupréréessencseur dele5m 08p3o.rtante croûte de fonderei , qui reste à él' tat s C e a l i ' l i oquilvuedm i eenst(Tfdedeqil uAldi e0 e=n 2s0u9rfa0c°eC).etCeéviet tercarotiûdteé'veenntueselusspepnrosoeijncotinssurdlee stsmuarfaabièctisilereer,adotiuuel sbalanm en bdA'oSu7reGel0ts3., Loaù fgiol'urneobsuseviarventeel silustm reouvceemepnhsténodm ènqileudiaevec vcuroeûtedededefossnudserpeidré,u'snerensctéeceorddosol u di e. 2 3 Figure IV.26 : Vue de dessus de bain sur alliage de fonderie, monospot, V=5 m/min S i o l ' n r e p r e n d a l f o r m u e l p r o p o s é e p a r F a b b r o [ 4 1 4] , d é f n i e i d a n s e l c h a p t r i e I, q u i e vtei sse du qil udi e en surface de bain, on a : Lr i u = 3 ( — f o r m u l e IV. 1 uredsut doknecyhogeolu,veprnéale m arsseal vhoaulum qiureduetker\yhal oelvsiaiconssitiéqudee pcear m ênmera vrLateipspéseetaelntdqualueqilhuaidiuete=v p a e t u s o / r, v étant al vtei sse dé' ej ctoi n du gaz. 109 0 g g 0 g La vitesse u est d'autant plus faible que le rayon du keyhole augmente et que la hauteur du keyhole augmente. Dans ce cas présent, les profondeurs de pénétration atteintes sont équivalentes pour les différentes configurations de soudage comparées, ce qui nous laisse supposer que les profondeurs de keyhole sont à peu près identiques. L'augmentation du diamètre du keyhole en configuration bispot, réduit donc les vitesses de liquide en surface. 0 En résumé, on peut dire que la fréquence d'apparition de la vague et les vitesses de propagation de cette vague en surface sont tributaires de la dynamique du keyhole et notamment des vitesses d'éjection du gaz. Toutefois, on peut mettre en évidence un autre type de mouvement de liquide, issu de la couche de Knudsen. En effet, globalement, les vitesses fluides effectives dans le bain sont liées à l'épaisseur de liquide comprise entre la paroi avant du keyhole et la phase solide. Cette épaisseur de liquide conditionne complètement les vitesses au sein du bain. Comme cela a été montré en chapitre I, la conservation du flux de masse donne une relation linéaire entre les épaisseurs fluides (ô' et ô") et les vitesses d'écoulement local V(ô') et V(5"). On présente en figure IV.27 une illustration de la relation entre les vitesses de liquide et les épaisseurs de liquide. Figure IV.27 évolution de la vitesse d'écoulement du liquide issu de la couche de liquide à l'avant du capillaire (couche de Knudsen) [4-15] de la couche Ces vitesses d'écoulement du liquide (plus ou moins élevées) sont d'autant plus amorties que l'épaisseur 8 est grande, et que les tailles de bains (tout du moins les largeurs) sont plus grandes. Ce résultat va dans le sens d'une réduction de la vitesse liquide lors du passage à la configuration bispot qui tend à élargir les cordons et par la même, l'épaisseur de la couche ô. Concrètement, le bispot tend à réduire les mouvements latéraux et la vitesse d'éjection de la vague, phénomènes qui interviendraient favorablement dans la stabilisation des aspects de surface des cordons. IV.6 Discussion : influence d'une configuration bispot sur la stabilité du régime de soudage. L 'effet du bispot sur la réduction du taux de porosités et sur la stabilisation des bains de soudage a été clairement mis en évidence. La stabilisation du procédé intervient à plusieurs niveaux, et notamment, 1/ au niveau du capillaire - au niveau de son diamètre plus important, plus stable contre les tensions de surface du bain environnant, (tensions de surface inversement proportionnelles au rayon du capillaire, on rappelle que Pa = a / D, D étant le diamètre du keyhole). 110 - AU NIVEAU DE SA DYNAMIQUE en terme de variation de sa section en surface. On rappelle que les visualisations en coaxial mettent en évidence une tache lumineuse qui intègre la plume de plasma et les bords du capillaire. Même si les dimensions mesurées (en pixel) ne rendent pas compte des dimensions réelles du capillaire, on part du principe que l'évolution de cette tache rend compte de la variation réelle du diamètre du keyhole. Une étude à vocation purement comparative entre les différentes configurations étudiées et entre nos deux matériaux a été menée ici. Il en ressort que les diamètres de keyhole oscillent de manière pseudo- périodique en régime bispot. Toutefois, aucune fréquence à proprement parler n'a été mise en évidence. En revanche, si l'on considère les variations d'amplitude (de section de keyhole), il semble que la configuration monospot génère de nombreuses extinctions (valeurs nulle du diamètre) alors qu'en bispot, cet événement se produit rarement. Cela a surtout pu être constaté pour l'alliage de fonderie. On en a déduit que la configuration bispot limitait les fermetures génératrices de porosités. A l'inverse, du fait de la qualité des films (pour toutes les conditions étudiées), sur 5083, de nombreuses images étaient sombres, il a donc été difficile de conclure quant à un nombre d'extinctions plus important en configuration monospot par rapport à la configuration bispot. On a relevé néanmoins, comme sur l'alliage de fonderie, de fréquentes explosions, qui correspondent à un dégazage régulier du keyhole. On attribue ce dégazage à une éjection de gaz métalliques sous une pression supérieure à celle du bain liquide environnant. Si la pression à l'intérieur du capillaire avait était inférieure à celle exercée par le bain, cela aurait créé une porosité (cavité). L'étude de la dynamique des capillaires a donc montré un régime du keyhole plus actif, et de fréquents dégazages du keyhole en régime bispot, qui limitent le piégeage de porosités via le keyhole (par d'éventuelles fermetures). 21 Au niveau du bain liquide L'AUGMENTATION DES DIMENSIONS DE BAIN (maximum de 30 %) induit une stabilisation des mouvements fluides et en particulier des ondulations verticales du bain. Ce temps de maintien du bain liquide va dans le sens d'une augmentation du TEMPS D'ÉJECTION DES POROSITÉS, qui limitent leur probabilité de piégeage des porosités par l'avancée du front de solidification. Amortissement de la vague en monospot FIGURE IV.28 : SCHÉMATISATION DE L'AMORTISSEMENT DE LA VAGUE ISSUE DU CAPILLAIRE 111 De même, l'allongement des bains liquides en favorisant l'amortissement de la vague, limite son retour sur le keyhole, et de ce fait une éventuelle friction secondaire avec le capillaire (figure IV.28). 3/ au niveau de l'interaction d'un capillaire rempli de vapeur, de diamètre donné, de pression donnée avec la matière liquide environnante. Le liquide, à l'avant et sur les côtés du capillaire est violemment éjecté vers l'arrière du keyhole, à des vitesses ultra-rapides (événement (2) en figure IV.29). Les frictions entre le capillaire de vapeur et cette fine couche de liquide, sont d'autant plus violentes, que cette épaisseur de liquide est très faible. A l'arrière du capillaire, se trouve un bain liquide, en cours de solidification, de dimension donnée, liée à la vitesse de soudage. Au sein de ce bain liquide, des turbulences entraînent un brassage du liquide, d'autant plus violent et turbulent que les tailles de bains sont réduites. On sait que les mouvements fluides inhérents au bain, sont originaires de l'instabilité constitutionnelle du capillaire. La propagation de ce capillaire de vapeur dans la matière va donc conditionner toute la dynamique du bain. MONOSPOT MOUVEMENTS FLUIDES 1 = Ejection du liquide par le capillaire, et création d ' u n e v a g u e d a n s le bain liquide 1 ' = Reflexion d e la v a g u e sur le front arrière solide et r e t o u r vers le k e y - h o l e 2 = M o u v e m e n t s d e c o n v e c t i o n latéraux ( p r o v o q u é s par la c o u c h e d e K n u d s e n ) fc = 800 Hz Figure IV.29 : schématisation BISPOT de l'interaction capillaire de vapeur - bain liquide La friction du capillaire avec la couche de liquide environnante définie comme étant une contrainte de cisaillement entre le bain et la vapeur va créer une vague, qui va se former de manière périodique. Cette vague, sera d'autant violente et se propagera d'une vitesse d'autant plus rapide (u^ que le capillaire sera plus profond, et de diamètre réduit. Une fréquence d'apparition de la vague (Fv) peut être corrélée à une fréquence de création de 112 chevrons de solidification, avec une assez bonne précision. Par ailleurs, une fréquence d'apparition de la vague plus importante en bispot (Fv = 800Hz) qu'en monospot est notée (Fv =600 Hz). Ce phénomène n'a pu être expliqué. En effet, on aurait pu penser que l'augmentation des diamètres de keyhole en bispot, en réduisant les contraintes de cisaillement gaz-métal x aurait réduit cette fréquence. De même, l'allongement des bains liquides en amortissant la vague, est susceptible de limiter son retour vers le keyhole, et de ce fait une éventuelle friction secondaire avec le capillaire (événement (1')), qui aurait pu expliquer l'augmentation de la fréquence d'apparition de la vague. On a également noté des valeurs de fréquences Fv plus importantes sur l'alliage de fonderie, que pour le 5083. Nous avons attribué ce résultat aux tensions de surface plus importantes sur AS7G03 [4-16], qui peuvent contribuer à réduire la vitesse de propagation de la vague dans le bain. g En bispot, typiquement, la hauteur de la vague est plus faible. Compte tenu des vitesses de déplacement de cette vague, dans le bain, on en déduit qu'elle avait au départ une énergie cinétique plus faible, des contraintes de cisaillement réduites (capillaire de diamètre plus important). Cette vague ne va pas déformer le bain liquide , les mouvements fluides seront stables, moins turbulents. Une fois, la vague créée, elle va se propager dans le pôle liquide (événement (1). Plus le bain sera long, plus l'amortissement de cette vague sera important, et moins cette vague perturbera le processus de solidification. L'élargissement des bains liquides, et par la même occasion, l'augmentation des épaisseurs de liquide (couche de Knusden), réduit les vitesses agissant à la périphérie du capillaire, et peut contribuer à réduire les vitesses fluides intervenant à l'arrière du capillaire Pour l'instant, l'effet de la dynamique du keyhole sur celle du bain semble clairement identifiée, mais l'inverse n'est qu'une hypothèse. Pour résumer, on peut dire que la configuration bispot génère des cordons géométriquement plus stables en surface, et exempts de macroporosités pour des distances interspot importantes. On peut attribuer la stabilisation du procédé d'une part au comportement du capillaire, qui est plus ouvert, et plus stable contre les tensions de surface qui tendent à le refermer. En outre, le traitement de films visualisant le capillaire a montré une fréquence d'oscillation du capillaire importante, donc des phénomènes de dégazage plus actifs, mais stabilisés. L'effet bénéfique de la configuration bispot se retrouve également au niveau du comportement des bains liquides, moins déformés et présentant des vitesses fluides plus faibles et des mouvements moins turbulents. La génération de porosités et la stabilisation des aspects de surface est donc intimement liée à la dynamique du keyhole et du bain liquide. La stabilisation de ces dynamiques permet de limiter la formation de porosités lorsque l'on passe en configuration bispot. 113 IV.7 Caractérisation mécanique des cordons et influence d'une configuration bispot IV.7.1 But de l'étude Le but de cette étude est de caractériser mécaniquement des assemblages réalisés en configuration monospot et bispot en pénétration totale, afin de limiter la formation des porosités, pour n'étudier que l'effet intrinsèque de la thermique bispot sur les caractéristiques mécaniques des cordons. Deux configurations seront étudiées, une première configuration correspondant à des lignes de refusion pleine tôle, et la deuxième dans le cadre d'assemblages bord à bord 5083/5083 ou AS7G03/AS7G03. On ne dispose d'aucune référence bibliographique actuelle, concernant la caractérisation de cordons soudés en bispot (pour des cordons exempts de porosités). Les seules références trouvées concernent l'effet du taux de porosités sur les caractéristiques mécaniques [4.17] [4.18] [4.19] [4.20] de cordons soudés laser. Les échantillons ont préalablement été abrasés en surface et en pied de cordon, afin de limiter l'effet d'entaille provoqués par des caniveaux endroit et envers en pénétration totale [4.18]. Les éprouvettes sont prélevées perpendiculairement à l'axe de soudage. Leurs dimensions sont schématisées en figure IV.29a. Le sens de prélèvement des éprouvettes en configuration de soudage bord à bord ou de refusion pleine tôle est présenté en figure IV.29b. Les vitesses de soudage mises en oeuvre dans les assemblages raboutés sont supérieures à celles utilisées en refusion pleine tôle. Cela est lié aux éprouvettes, utilisées , d'épaisseur 3 mm (au lieu de 4 mm en refusion pleine tôle). figure IV.30 : a) dimension des éprouvettes de traction, b) sens de prélèvement éprouvettes des IV.7.2 Valeurs des caractéristiques mécaniques des matériaux de base Le tableau suivant reprend les valeurs des caractéristiques mécaniques mesurées sur des éprouvettes de traction usinées dans les matériaux de base. N° de cordon MB AS7G03 -T6 MB 5083 - 0 Tableau Limite d'élasticité Rp 0.2 (MPa) 196 190 159 150 IV.5 : valeurs mesurées Résistance (MPa) 274 265 313 300 pour les matériaux Allongement (%) 7.0 6% 19.9 21 % de base On note des valeurs de résistance et d'allongement plus importantes pour l'alliage corroyé que sur l'alliage de fonderie, mais des limites d'élasticité inférieures (150 MPa contre 190 MPa pour l'alliage de fonderie). Ces valeurs sont confirmées par la littérature [4-21]. 114 IV.7.3 Influence de la configuration monospot et bispot sur les propriétés mécaniques d'AS7G03 en refusion pleine tôle et en bord à bord. Les figures suivantes présentent l'évolution de la limite d'élasticité et de la résistance à rupture pour TAS7G03 en fonction des configurations de faisceaux, et des différents assemblages mis en oeuvre. N°échant. Vitesse Config. Limite Résistance Allongement d'élasticité (m/min) (MPa) (%) Rp 0.2 (MPa) A3_1 3.5 43 2.2 67 mono A3 2 3.5 69 1.8 119 mono 2.5 Bi 0.45 6.0 A1 160 232 2.5 Bi 0.45 5.2 A1 165 248 A14_1 5 4.00 166 245 mono A14_2 5 8.2 148 258 mono A15_1 4 1.8 105 174 Bi 0.45 A15 2 4 6.1 135 259 Bi 0.45 Tableau IV. 6 : résultats Ivtraspc* Figure IV.31 : valeurs obtenus radiographies en configuration pleine tôle et en bord à bord et bispot) sur AS7G03 Bispct Monospol (en monospot Bispot de Rp, Rm, et A% en configuration monospot et bispot pour -T6, a) en re fusion pleine tôle, b) en bord à bord l'AS7G03 Dans tous les cas, une chute des propriétés mécaniques intervient après soudage, en accord avec la perte du durcissement structural. Les ruptures constatées pour les 8 essais réalisés se sont amorcées hors de la zone fondue. Les résultats obtenus pour les essais A1, A3, A14, A15, donnent des résultats sensiblement identiques en terme de caractéristiques mécaniques et en terme de localisation de la rupture. Il est de ce fait difficile d'estimer l'effet réel du bispot sur les caractéristiques mécaniques des cordons. A travers ces essais, on n'estime pas les caractéristiques mécaniques des cordons, mais celle du métal de base, et notamment l'effet de la présence de retassures non sphériques, avec des coefficients de concentration de contraintes K plus ou moins importants. Buffière [4-22] a formulé l'hypothèse d'une corrélation entre le critère de sphéricité des porosités T 115 créées sur AS7G03, (et notamment des retassures) et les limites de fatigue. On rappelle que le taux de retassures avait été estimé à environ 1 % dans le chapitre II. Des caractéristiques mécaniques sensiblement inférieures sont obtenues pour l'essai A3. Cela est directement lié à la localisation en ZAT de la rupture. Nous pouvons attribuer ce phénomène aux effets néfastes conjugués de la perte de durcissement structural et de retassures localisées sur les zones adoucies. Enfin, dans tous les cas, les faciès de rupture sont plutôt de type ductile. Cela est plus manifeste pour le 5083, pour lequel les cupules sont plus visibles que pour l'alliage de fonderie. IV.7.4 Etude de la configuration monospot et bispot sur les propriétés mécaniques du 5083 en refusion pleine tôle et en bord à bord. De la même manière, les figures IV.31a et IV.31 b présentent l'évolution de la limite d'élasticité et de la résistance à rupture pour le 5083 en fonction des configurations de faisceaux, et des différents assemblages mis en oeuvre. N°échant. Vitesse Config. Résistance Allongement Limite (m/min) d'élasticité (MPa) (%) Rp 0.2 (MPa) 6.4 A4 1 3.5 Mono 109 188 3.5 mono 6.9 A4 2 85 213 4.5 4.6 mono 76 194 A6 1 4.5 mono 232 8.0 A6 2 125 7.4 2.25 Bi 0.75 130 223 A8 1 A8_2 2.25 6.7 Bi 0.75 117 238 A12 A12 A11 A11 1 2 1 2 Tableau 6 6 4 4 Mono mono Bi 0.75 Bi 0.75 IV. 7 : résultats obtenus 92 110 114 120 273 301 263 299 radiographies 11.1 19.8 9.8 16.7 en configuration pleine tôle et en bord à bord et bispot) sur 5083 (en Figure IV.32 : valeurs de Rp, Rm et A% en configuration monospot et bispot pour le a) en refusion pleine tôle, b) en bord à bord 116 monospot 5083-O, Contrairement aux résultats obtenus sur l'alliage de fonderie, les ruptures ont été majoritairement amorcées en zone fondue. Les résultats obtenus sont assez différents en refusion pleine tôle ou en assemblage bord à bord. En configuration de refusion pleine tôle, un certain nombre de porosités ont été générées en pénétration totale, que l'on soit en configuration monospot ou bispot. Les cordons obtenus étaient débouchants, mais compte tenu de la largeur de cordon obtenue en face arrière, (très inférieure à celle en face avant), on peut penser que le keyhole ne débouchait pas complètement, donc ne favorisait pas l'évacuation des gaz occlus. En revanche, les assemblages réalisés en bord à bord ne contiennent pas ou très peu de porosités, en accord avec les radiographies présentées au tableau IV.7. Comme sur l'alliage de fonderie, une chute des propriétés mécaniques intervient sur 5083 après soudage (Fig IV.32.a). Si l'on analyse les résultats obtenus en refusion pleine tôle, les niveaux de limite d'élasticité sont de l'ordre de 75 MPa, contre 150 MPa, pour le matériau de base (tableau IV.5), soit une réduction de 50 %. La rupture intervient à 200 MPa, ce qui indique, en accord avec des allongements faibles (7-8 %) que les cordons ont un comportement moins plastique que le matériau de base. Les chutes des propriétés mécaniques sont dues en partie à la réduction de la section efficace Seff, sous l'effet du taux de porosités (S = S (1-%por)). La contrainte locale appliquée (oi = F / S ) tend alors à augmenter de façon critique et à entraîner une rupture anticipée. Le phénomène est amplifié par la mauvaise plasticité, caractéristique de cordons à l'état brut de soudage. eff oc eff Les résultats indiquent des caractéristiques mécaniques très similaires (compte tenu de la reproductibilité des résultats), à taux de porosités identiques entre les deux configurations (monospot et bispot) sur 5083. Aucune spécificité de la configuration bispot n'est donc mise en évidence au niveau des propriétés mécaniques des cordons, en régime de pénétration totale (IV.32.a). Les éprouvettes réalisées en configuration bord à bord, présentent un taux de porosités quasiment nul. Les caractéristiques mécaniques de ces assemblages sont de ce fait sensiblement meilleures. A titre d'exemple, on atteint des réssistances à rupture Rm de l'ordre de 270-300 MPa sur 5083 (Fig IV.32.b). Les valeurs d'allongement (de l'ordre de 1015%) indiquent que ces assemblages se comportent de façon beaucoup plus plastique (en raison d'un taux de porosités réduit). Enfin, les résultats obtenus en bispot sont identiques à ceux obtenus en monospot. En raison de l'absence de porosités dans ces assemblages, l'effet purement thermique du bispot peut donc être mis en évidence, et on montre des pertes de caractéristiques mécaniques des cordons réalisés en monospot et bispot sensiblement identiques, par rapport au matériau de base. En conclusion, aucun effet intrinsèque de la configuration bispot, en ce qui concerne les modifications d'ordre métallurgique induites par une thermique spécifique, n'est donc mis en évidence au niveau des propriétés mécaniques des cordons. IV.7.5 Faciès de rupture Une visualisation des faciès de rupture a été réalisée au microscope électronique à balayage. Comme nous avons effectué, deux essais par conditions de soudage, et que les résultats sont reproductibles, nous ne présenterons ici qu'un résultat par condition de soudage. Pour les cordons A6_1 et A6_2, compte tenu de l'écart de valeurs obtenues, nous montrerons les faciès de rupture relatifs à ces deux essais de traction (figure IV.33). Aucun faciès relatif à TAS7G03, compte tenu de l'amorçage de la rupture, systématiquement hors cordon, n'a été présentée ici. 117 L'écart de valeurs obtenu entre les essais A6_1 et A6_2 est lié au volume des porosités plus important sur A6_1. Si l'on compare, à taux de porosité identique, les configurations monospot et bispot, en refusion pleine tôle, (entre A6_2 et A8_2), les caractéristiques mécaniques sont proches. Conditions de soudage Mono 4.5m/min 5083 (A6_1) refusion pleine tôle Mono 4.5m/min 5083 (A6_2) refusion pleine tôle fractographies Bi 0.75 L 2.25 m/min 5083 (A8_2) refusion pleine tôle Mono 6 m/min 5083 (A12-1) en bord à bord Bi 0.75 L 4m/min 5083 (A11_1) en bord à bord Limite d'élasticité résistance A% 76 194 4.6 125 232 8.0 117 238 6.7 92 273 11.1 114 263 9.8 rma*mm*mm Figure IV.33 : faciès de rupture des éprouvettes ayant cassé dans la zone fondue. (5083) En soudage bord à bord par contre, les caractéristiques mécaniques sont améliorées, et notamment les valeurs de Rm, et de l'allongement, ce qui indique que les cordons contenant un taux de porosité réduit ont de meilleures propriétés de plasticité. Compte tenu des caractéristiques obtenues entre A12_1 et A11_1, on ne met en évidence aucun effet spécifique du bispot. Enfin, la figure IV.34 présente deux faciès hors cordon sur AS7G03 et 5083. On remarque sur l'essai A3_2, que la rupture s'est amorcée sur une retassure. 118 Conditions de soudage fractographies Limite d'élasticité résistance A% Figure IV. 34 : faciès de rupture des éprouvettes ayant cassé hors zone fondue Conclusion En conclusion de ce chapitre, on peut dire que l'utilisation d'une configuration bispot per de générer des cordons, plus stables en surface et exempts de porosités pour des distances interspot importantes. On peut attribuer ce résultat principalement à la stabilisation du capillaire, qui est plus ouvert, et plus stable contre les tensions de surface qui tendent à refermer. Le traitement de films visualisant le capillaire a montré une fréquence de dégaza du keyhole importante, qui limite les emprisonnements de bulles de vapeur par fermeture. L stabilisation du procédé est également liée à l'augmentation des tailles de bains liquides, q permet aux mouvements fluides dans le bain de se stabiliser, et crée des aspects de surface plus réguliers. Par la même occasion, en raison du maintien du bain liquide sur des temp plus longs, les porosités générées par occlusion de l'hydrogène ou du capillaire ont une probabilité plus grande de s'échapper hors du bain. Toutefois, cette explication semble moins probable que le phénomène de stabilisation du key-hole pour expliquer la chute de taux de porosités. Enfin, une caractérisation des cordons par essais de traction n'a montré aucune diminuti des caractéristiques mécaniques des cordons soudés en bispot, par rapport à la configuration monospot, pour deux configurations d'assemblage différentes (refusion ple tôle et raboutage). 119 Références [4-1] S. Katayama, M.Mizutani « Developement of porosity prévention procédure during laser welding of aluminium alloys» (invited paper), Proceedings of the LAMP2002 conférence, Osaka, Japan, juin 2002 [4-2] T.lwase, S. Shibata, « Real time observation of dual focus beam welding of aluminium alloys», Icaleo 2000, section C, p 26 [4.3] R.Fabbro, F.Coste, « Deep pénétration laser welding with Nd : YAG lasers combination up to 12 kW laser power », Lamp 2002, Osaka, Japan Mai 2002, to be published [4-4] R.Fabbro, K.Chouf, « Dynamical description of the keyhole in deep pénétration laser welding », Journal of laser applications, volume 12, n° 4, p142 - p148 [4-5] J.Xie, « Plasma fluctuation and keyhole instability in laser welding », Icaleo 1999, section D, p11-p19 [4-6] Kielwasser, « soudage par faisceau laser de tôles revêtues : analyse des processus physiques et des conditions de mise en œuvre du procédé », Thèse de doctorat de l'université de Strasbourg I, 1999 [4-7] J. Beersiek, « On line monitoring of keyhole instabilities during laser beam welding », Icaleo 1999, section D, p 49- p58 [4-8] P.Abels, S.Kaierle, « Universal coaxial process control system for laser materials processing » , Icaleo 1999, section E, pp 99-108 [4.9] A.Matsunawa, S.Katayama, « Understanding physical mechanisms in laser welding for construction of mathematical model », IIW international conférence, 24-25 juin 2002, Copenhagen, Denmark [4-10] W.Gref, A.Russ, « Double focus technique- influence of focal distance and intensity distribution on the welding process », Proceedings of the LAMP2002 conférence, Osaka, Japan, juin 2002 [4-11] S.Katayama, N.Seto, « Formation mechanism of porosity in high power YAG laser welding », Icaleo 2000, Section C, p 16-25 [4-12] Mohanty, T.Asghari, « Expérimental study on keyhole and melt pool dynamics in laser welding », Icaleo 1997, section G, pp 200 - 208 [4-13] E.T.Smith, E. Kannatey- Asibu, « Visualisation and acoustic monitoring of laser weld pool oscillatory behavior », Icaleo 1999, section D, p1 - p9 [4-14 ] R.Fabbro, « Basic processes in deep pénétration laser welding », Icaleo 2002 [4-15] T.J.Colla, M.Vicanek, « Heat transport in melt flowing past de keyhole in deep pénétration welding », J.of Physics, D: Applied Physics, volume 27, pp 2035 - 2040 , 1994 [4-16] H.Zhao, D.R.White«Current issues and problems in laser welding of automotive aluminium alloys» International Materials reviews vol 44 1999, p238-266 [4-17] C.Mayer « optimisation du soudage bord à bord par faisceau laser C0 de tôles d'alliages d'AI-Mg : étude de la microstructure et du comportement mécanique des soudures », Thèse de doctorat de l'université de Bourgogne, 1996 [4-18] S.Katayama, A.Matsunawa, « C0 laser weldability of aluminium alloys (report 4) : Effect of welding defects on mechanical properties, déformation and fracture of laser welds », Welding international volume 14, n°1 p12-18 [4-19] S.Katayama A.Yamaguchi, « Evaluation of mechanical properties of laser-welded aluminium alloy », Icaleo 1997, section G p93-p102 [4-20] M.Katoh, « Factors affecting mechanical properties of laser welded aluminium alloys», Welding international 1996 Volume 10 n°10 p771-777 [4-21] ASM speciality handbook, « aluminum and aluminum alloys », New York, ASM International, 1998, p 675, p 719 [4-22] Buffière, S.Savelli, « Expérimental study of porosity and its relation to fatigue mechanisms of model Al-Si7-Mg0.3 cast alloys, Mat. Se. And Eng. A316 (2001) pp115-126 2 2 120 Chapitre V : Modélisation du soudage laser mono et bispot d'alliages d'aluminium Chapitre V : modélisation du soudage laser mono et bispot d'alliages d'aluminium Introduction Nous avons vu dans les chapitres précédents que l'utilisation d'une configuration de soudage bifocale permettait de réduire de façon significative la quantité de porosités générées dans les deux alliages d'aluminium, et que ces améliorations pouvaient être attribuées à l'élargissement des bains liquides et à une augmentation des phénomènes de dégazage via le key-hole (analyses caméra rapide en chapitre 4). Nous nous proposons dans ce chapitre de revenir sur les cordons et les bains liquides générés en configuration mono et bifocale, en s'attachant à les simuler grâce à un code de calcul par éléments finis (EF). Nos objectifs sont multiples : 1) Simuler un cordon laser, et en particulier la taille du bain liquide et l'évasement « tête de clou » de la partie endroit des cordons, par l'utilisation d'un modèle de dépôt double source 2) Transposer ces conditions de dépôt à une configuration bifocale T ou L avec différences distances interspot (0.45 ou 0.75 mm), afin de retrouver les géométries des cordons expérimentaux 3) Calculer les cycles thermiques T=f(t) en tout point du massif, et les comparer à des valeurs mesurées (pyrométrie) ou à des limites de zones affectées thermiquement V.1 Rappels bibliographiques : la modélisation du soudage laser Depuis une vingtaine d'années, et la banalisation de l'utilisation de codes de calcul par éléments finis (EF), de nombreux auteurs se sont attachés à modéliser le dépôt d'énergie par laser afin de simuler les cordons de soudure expérimentaux et, dans certains cas, avec prise en compte de l'écoulement fluide [V-1], Dans la plupart des cas, ces modèles utilisent un capillaire de géométrie fixée (cylindre ou ligne). A ces simulations EF, on peut ajouter les modèles analytiques comme celui de Fabbro décrivant la dynamique du key-hole [V-2] ou celui de Semak sur la dynamique du bain liquide [V-3]. Dumord [V-4] a également développé une modélisation du soudage Nd :YAG continu intégrant à la fois un calcul simplifié de la géométrie du key-hole, et un calcul des limites des Zones Fondues (ZF) à partir de la résolution couplée de l'équation de Navier Stokes (fluides) et de l'équation de transfert de la chaleur. L'utilisation de codes « solides » (ABAQUS, SYSTUS) pose évidemment le problème de la non prise en compte de l'état liquide et des mouvements de convection associés qui modifient considérablement les géométries des cordons. Parmi les simulations récentes on citera, dans le cas du soudage key-hole par faisceau d'électrons (à plus fort rapport d'aspect), les approches 2D de Costantini [V-5] ou Rogeon [V6] utilisant un modèle à double source, et intégrant l'apport convectif sous forme d'une modification artificielle de la conductivité thermique X au dessus de T . Ces deux dernières approches considèrent un plan transverse traversé perpendiculairement par le faisceau laser, ce qui permet d'avoir accès facilement aux coupes des zones fondues. L'approche de Chang [V-7] appliquée au soudage multifocal Qusqu'à 6 faisceaux) consiste à considérer le déplacement de points sources matérialisant le key-hole (Figure V-1). Les isothermes de fusion sont alors représentés précisément. Les derniers développements sur la simulation du soudage laser ont été réalisés à l'Université de Pennsylvanie par Mazumder et Ki [V-8]. Leur modèle intègre à la fois le comportement du bain liquide (mouvements convectifs), la dynamique du key-hole, et le calcul du cordon final (Fig V-2). f 121 3 beams (2-1) 4 beams (2-2) a 5 beams (1-3-1) 4 T 6 beams (2-2-2) 1 -5 -4 -3 -2 -1 0 1 2 3 4 4t -5 -4 -3 -2 -1 0 1 2 3 4 FIGURE V-1 : A) PRINCIPE DU MODÈLE DE CHANG [V-7] REPRÉSENTANT LE KEY-HOLE PAR DES POIN SOURCES EN DÉPLACEMENT, B) DISTRIBUTIONS DE TEMPÉRATURE GÉNÉRÉES PAR MULTI-FAISCE i U i»r.t*mtitv )i>Yihlr o n the !..'V i tillwluct i • • - : • a | i i ' ) il iliv prtjlilr ou llli' L/V illlwrfuou FIGURE V-2 : MODÉLISATION 3D DU SOUDAGE LASER PRENANT EN COMPTE LES MOUVEMENTS CONVECTIFS DU BAIN LIQUIDE : A) CALCUL DES ISO-DENSITÉS DE PUISSANCE, B) CALCUL DES ISOTH [V-8] V.2 Le modèle retenu V.2.1 Généralités et modèle de chargement thermique Dans ce qui suit, nous avons choisi de modéliser très simplement les cordons laser, en utilisant un code EF solide : ABAQUS 6.2 standard, et en ne considérant que le chauffage par conduction du massif. Le code résout alors l'équation de diffusion de la chaleur (formule 1) à chaque incrément de calcul, afin de converger vers un régime pseudo-stationnaire. P(T) C ( T ) D 3T + V .V(T) at p = V À(T)VT + 4> (formule V-1 ) avec V = vitesse de déplacement faisceau/pièce, C (T) = chaleur spécifique , p(T) = densité (kg/m ), X(L) = conductivité thermique (W /m/K), <)| = dépôt source (W/m ) p p 3 3 122 Pour la loi de dépôt de flux, nous avons retenu un modèle à double source réparti comme suit : - en surface, un dépôt surfacique homogène de type P = P (W/m ) = P /S qui représente un apport de chaleur de type convertit participant à l'élargissement de la partie endroit des cordons [V-12] ou, selon d'autres auteurs [V-4], des effets de diffusion du faisceau par le panache métallique situé au dessus du key-hole - dans le key-hole, représenté par un cylindre de rayon r -hoie et une profondeur z un dépôt volumique (en W/m ) suivant une décroissance en fonction de la profondeur z de type Beer Lambert P | = exp (-a z), représentant les absorptions-réflexions de type Fresnel sur les parois du capillaire 2 surf 0 key kh 3 V0 Dans les deux cas, nous avons considéré que la répartition d'énergie laser en sortie de fibre optique était de type « top-hat », c'est à dire égale sur l'ensemble de la surface de dépôt, contrairement aux simulations précédentes (en particulier faisceau d'électrons), qui utilisaient une répartition Gaussienne [V-5, V-6]. Nous avons également choisi un modèle 3D afin de pouvoir représenter sur une même simulation, la géométrie du bain liquide en surface (analysée par caméra rapide), et les coupes transverses des cordons (déterminées par métallographie). Le problème principal de l'approche 3D retenue, est le choix d'un key-hole « plein » (on chauffe le massif via un cylindre de matière en déplacement), très éloigné du cas réel d'un chauffage par conduction à partir des parois du capillaire. Toutefois, une approche plus réaliste aurait nécessité un remaillage adaptatif autour du key-hole lors de son déplacement, peu compatible avec nos moyens de calcul (typiquement, un calcul 3D faisant se déplacer le capillaire de 10 mm dure environ 5 heures dans nos conditions de calcul). 2D 3D Z, Surface : P 2 s u r f (W/m ) = P /S 0 Profondeur : P = P .exp (-a.z) 0 Figure V-3 : a) Modèle de dépôt de flux de type « double source Modèle 3D de dépôt de type bi-spot à 3 sources (2 key-holes Parmi les hypothèses de calcul utilisées lors du dépôt de flux : 123 » (représentation 2D), b) + 1 disque superficiel) - la profondeur du key-hole Z .hoie est fixée (par exemple = 3.3 mm pour un soudage monospot à 5 m/min sur l'alliage 5083) à partir des profondeurs mesurées sur coupes métallographiques - le diamètre du key-hole r est fixé à 0.3 mm (le diamètre du spot laser est égal à 0.45 mm) - le centre de la source surfacique (= disque) est décalé vers l'arrière par rapport au centre du key-hole (décalage de l'ordre de 0.5 mm) Le calcul est réalisé sur ABAQUS 6.2 dans sa formulation implicit (ABAQUS Standard), en utilisant une carte thermique *HEAT TRANSFER, et une subroutine *DFLUX permettant de programmer le dépôt de flux par un sous-programme en fortran (cf annexe). Les pas de temps de calcul (de l'ordre de 10" s par incrément) varient en fonction d'une condition de convergence fixée par l'utilisateur (un AT maximum autorisé entre 2 incréments successifs) [V-13]. k6y kn 4 V.2.2 Maillage de la pièce et conditions aux limites Le massif considéré est un parallélépipède de dimensions 10 mm (longueur) x 5 ou 7 mm (largeur) x 4 mm (épaisseur), 4 mm correspondant à l'épaisseur réelle des tôles utilisées. Deux types de maillage 3D ont été réalisés à partir d'éléments parallèlépipédiques à 8 nœuds de type DC3D8 (Diffusion, Continu, 3D, à 8 nœuds). Le premier maillage (fig .a) considère la moitié d'un bain liquide se propageant en bord de tôle, avec une symétrie selon l'axe x. Ce maillage, comportant 5096 nœuds et 4225 éléments, permet ainsi de suivre la coupe longitudinale du cordon au cours de son déplacement et, grâce à la symétrie selon x, permet de mailler plus finement l'environnement immédiat du key-hole (taille moyenne des éléments = 167 //m selon x et 300 //m dans la zone utile selon y). Le second maillage (fig V-4.b) permet de considérer le déplacement du faisceau au milieu du massif et de représenter l'intégralité du bain liquide. Il présente une zone centrale maillée finement (225 /vm selon x et 450 pm selon y), entourée de 2 zones extérieures maillées plus grossièrement grâce à l'instruction * BIAS de ABAQUS qui permet de générer des distances inter-noeuds variables lors du remplissage en nœuds entre 2 droites ou 2 plans. Ce maillage contient 6762 nœuds et 5720 éléments. Les conditions aux limites utilisées sont les suivantes : - définition de plans de symétrie sur les 4 bords latéraux de la zone maillée permettant, par des opérations de symétrie, d'élargir le massif et d'évacuer la chaleur en reproduisant les conditions de dissipation thermique d'un massif semiinfini - bridage de la tôle (blocage de la direction 3) sur les 2 bords latéraux (plans définis par les axes 2 et 3) - Température du key-hole limitée à T (2550°C), par utilisation d'une AH augmentée artificiellement (30.10 J/Kg au lieu de 13.10 J/Kg) vap e vap e V.2.3. Propriétés thermo-physiques des matériaux Pour les propriétés thermiques de l'alliage 5083 en fonction de la température (C , X, AH , nous nous sommes inspirés des propriétés de l'alliage 5182 utilisées par E.Sarrazin dans sa thèse [V-9], excepté en ce qui concerne la diffusivité thermique k (m /s) déterminée expérimentalement sur notre alliage à température ambiante. Les propriétés de l'alliage AS7G03 sont issues de [V-10]. Enfin, les valeurs de conductivité n'ont pas été modifiées pour rendre compte des phénomènes convectifs, contrairement à d'autres approches récentes [V-6] définissant une conductivité équivalente dans le bain liquide. Les propriétés thermo-physiques comparées des 2 alliages sont rappelées dans le tableau 1. p AHvap), 2 124 f FIGURE V-4: MAILLAGES UTILISÉS LORS DES SIMULATIONS PAR ÉLÉMENTS FINIS : A) MAILLAGE DE LA MOITIÉ DU MASSIF AVEC FAISCEAU EN BORD DE TÔLE ET SYMÉTRIE SELON L'AXE 1, B) MAILLAGE COMPLET AVEC DÉPLACEMENT DU FAISCEAU EN CENTRE-TÔLE SELON LA DIRECTION 2, C) VUE 3D DU MAILLAGE COMPLET 20 °C 100°C 630°C 800°C 2000°C 125 130 190 160 200 1090 1120 1120 2330 2430 3.6.1(F 25.10 (AU LIEU DE 11.10 ) 2300 2280 300°C 550°C 615°C 160 210 173 235 180 1000 1020 1090 X (W/m/K) 130 190 5083 AS7G03 C (J/kg/K) p 5083 AS7G03 880 890 3 P (kg/m ) 2660 2620 5083 AS7G03 AH AH (J/Kg) (J/Kg) fusion vaD 2600 2590 2540 2520 E 2300 2280 6 TABLEAU 1 : PROPRIÉTÉS THERMOPHYSIQUES DES ALLIAGES 6083 ET AS7G03 125 V.3 Modélisation du soudage monospot V.3.1 Loi de dépôt Le modèle de dépôt de flux retenu (à partir d'un cylindre plein en déplacement), ne correspondant pas à la réalité expérimentale, l'objectif de cette partie était uniquement de déterminer semi-empiriquement une loi de dépôt de puissance dans le key-hole et en surface, permettant de reproduire correctement les cordons laser expérimentaux. Dans une deuxième étape, nous transposerons cette loi de dépôt au cas du soudage bi-spot. Parmi les différentes variables à notre disposition : 1 ) la valeur de la puissance P consacrée au chauffage superficiel par convection, responsable de l'évasement « tête de clou », 2) le rayon r rf sur lequel se fait le dépôt superficiel, 3) la loi de décroissance en puissance dans le key-hole = le paramètre a, et la valeur (W/m ). La source de chaleur volumique représentant le key-hole, et intégrant un terme de rendement d'interaction n. est telle que : 0 SU 3 P(W) S kh = 3 fP (W/m ).exp(-ocz).dz 1 (formule V-2) 0 Différentes simulations effectuées en faisant varier la valeur de a (50, 100, 200, 300), montrent un bon accord avec les coupes transverses de cordon, pour des valeurs de oc=100. C'est donc cette valeur que nous avons retenue pour la suite des essais. L'optimisation des valeurs P et P^ réalisée en comparant à la fois les tailles des bains liquides, et celles des coupes métallographiques a conduit, sur 5083 et AS7G03, à des valeurs de P = 500 W en surface et une loi de dépôt de puissance en profondeur égale à P (W/m ) = 9.10 W/m . exp (-100 (z-zw,)). En intégrant cette loi sur la profondeur du key-hole (3.3 mm pour une puissance laser sur pièce de 3.8-4 kW à une vitesse de 5 m/min), on retrouve la densité de puissance surfacique dissipée à l'entrée du key-hole, avec un rendement ti de l'ordre de 50 % (Fig V-5). Ce pourcentage de puissance absorbée est globalement inférieur à celui mesuré expérimentalement dans [V-11] sur alliages 5182 (autour de 70 %). Enfin, contrairement à [V-11], nous n'avons pas modifié le rendement d'interaction en fonction de la configuration bi-spot, car nous nous sommes placés à pénétration constante. 0 0 3 126 12 3 P 3 . (W/m ) volumique 0J.5el5 exp(-200 P=0.9e 13 exp (- l O O z T ^ 0 Figure V-5 : Optimisation 0.001 0.002 0.003 profondeur du key-hole (m) de la loi de dépôt volumique dans le key-hole V.3.2 Résultats des simulations Ce type de dépôt laser permet de reproduire correctement à la fois les cordons obtenus sur 5083 et AS7G03, comme le montrent les figures V-6, V-7 et V-8 qui comparent les résultats des simulations avec les tailles de bains liquides (caméra CCD) et les coupes métallographiques. Dans un premier temps, on peut vérifier que les deux types de maillage donnent globalement les mêmes géométries de zones fondues, pour un dépôt source unique (Figures V-6 et V-7 sur 5083). De plus, le modèle choisi permet de reproduire correctement les tailles de bains liquides (4.2 mm par simulation contre 3.7 mm par caméra rapide), et les coupes métallographiques transverses (largeur de cordon = 2.2 mm par simulation et 2 mm expérimentalement) \ Le phénomène de « tête de clou » est un peu surestimé par rapport aux résultats expérimentaux, mais nous pouvons considérer que le modèle monospot est globalement validé. Enfin, le même modèle de dépôt laser permet de reproduire les zones fondues de l'alliage AS7G03 ayant des propriétés thermiques différentes. Les ZF sont alors de dimensions plus réduites (longueur du bain liquide mesurée expérimentalement = 3.3 mm en monospot sur AS7G03 contre 3.7 mm sur 5083) en accord avec une dissipation plus rapide de la chaleur dans le massif (conductivité thermique d'AS7G03 supérieure à celle de 5083). Seul, l'évasement endroit des cordons est sous-estimé sur AS7G03 (2.35 mm contre 2.8 mm) ; ce qui nécessiterait un apport surfacique plus important. Cet évasement semble révéler des mécanismes convectifs plus importants sur AS7G03, peut-être en raison d'une fluidité accrue du bain liquide due à la présence de 7 % Si. Il est à noter que les coupes transverses sont déduites de la superposition de 2 coupes de Z F simulées : celle correspondant au maximum de pénétration, et celle correspondant à la largeur maximale de bain liquide. 127 Figure V-7 : Soudage laser monospot sur l'alliage 5083 (5 m/min, 4 kW) : a) analyse du bain liquide par caméra CCD, b) coupe transverse (métallographie), c) simulation EF: vue de dessus, b) simulation EF : vue transverse de la zone fondue 128 Figure V-8 : Soudage monospot de l'alliage AS7G03 à 5 m/min - 4 kW : a) analyse bain liquide par caméra CCD, b) coupe transverse (métallographie), c) Modélisation : vue de dessus, b) Modélisation : vue transverse de la zone fondue V.4 Modélisation du soudage bispot A partir des conditions de dépôt double source optimisées dans le paragraphe précédent, nous nous proposons de simuler les zones fondues obtenues lors de soudages bi-spot, en configuration L ou T. La loi de dépôt de puissance extrapolée à partir de celle utilisée en monospot consiste à diviser par 2 la valeur P L afin de répartir 50 % de la puissance incidente dans chaque key-hole. Par souci des simplification, on considère une contribution surfacique P unique, de valeur égale à celle utilisée en monospot (500 W répartis sur 1 mm de rayon), bien que pratiquement, les effets convectifs d'un bispot soient différents [V-12]. Les dimensions des cordons obtenues en bispot sont également en accord avec les valeurs expérimentales, et mettent en évidence, en configuration L ou T, un élargissement latéral important des cordons (ils passent de 2.1 mm de large en monospot à 2.7-2.8 mm en bispot 0.45T ou L), et un allongement modéré du bain liquide (environ 4.7 mm en bispot contre 4.2 mm en monospot sur 5083). Dans tous les cas, la simulation permet de prévoir correctement les dimensions des zones fondues obtenues en bi-spot (surestimation d'environ +10 %), en utilisant un terme source optimisé en monospot. La représentation des coupes transverses semble moins précise, avec un évasement trop prononcé des cordons (Fig V-9 et V-10). La configuration T (bispot 0 129 ppulesrpem indpciouarltarient qàue'nal cdiorenctgfioiunraotindeL,soeundagaec)corpdrésaevneetc e'luxnpééreialnrgcsiese.ment endroti élgèrem Figure V-9 : Soudage bispot 0.45L de l'alliage 5083 à 5 m/min - 4 kW : a) analyse bain liquide par caméra CCD, b) coupe transverse (métallographie), c) Simulation : vue de dessus, d) simulation : vue en coupe — i 2.H initi i | i .1. M\M 1 . • 4 • • 1 • • • • • • • Figure V-10 : Simulation du soudage laser bispot 0.45T sur l'alliage 5083 : a) vue de b) vue en coupe par superposition de tranches fondues (4 kW, 4 m/min) 130 dessus, V.5 Simulation des cycles thermiques Le code de calcul permet de récupérer en chaque nœud du massif l'histoire thermique locale T = f(t), que nous pouvons comparer, soit à des mesures pyrométriques, soit aux limites de zones métallurgiquement modifiées, comme par exemple les zones affectées thermiquement, adoucies dans le cas de l'AS7G03-T6. V.5.1 Comparaison des cycles thermiques expérimentaux et simulés Des mesures pyrométriques ponctuelles (diamètre de la zone sondée = 500 //m) ont été effectuées en mono et bispot sur les deux alliages, à des distances précises (environ 0.5 mm) du centre du key-hole, intégrant ainsi une plage de distance comprise entre 0.25 et 0.75 mm (cf Chap IV). Par simulation EF, on retrouve les profils pyrométriques pour des distances de l'ordre de 0.45 à 0.675 mm, ce qui nous permet de valider à la fois les simulations effectuées, et les résultats expérimentaux. La représentation de l'élargissement du profil T=f(t) lors du passage en configuration bifocale est, en particulier, correctement représentée (Fig V-12 a et b) TÇC) 250Q 2500 2000- 200C- T(°C) pyromèlrc 0 mm 0.225 mm 0.45 m m 150C- 0.675 mm 0.9 m m oîoc50C- 0.15 t(sec) 0,15 t ( s e c ) 0,2 Figure V-12 : Comparaison des cycles thermiques mesurés par pyrométrie (environ 0.5 mm du passage du key-hole) et simulés par EF : a) Monospot 5 m/min, b) Bispot 0.45 L 4 m/min 131 V.5.2 Simulation des Zones Affectées Thermiquement C m eoucnsioseusmea'lnvtonesn vZuATa,uattrcbihué aptrieauI,gal'roliassge AeSn7tGet03ààaldurccsoisaeelm ennctestrudectsuraplréecspi uMnom a d s i s e m s c e gSi ou tout sm i pelment à el ur dsisoul toi n ou el ur re-préciptiatoi n suviant el cycel P" P. odèedilsfusiothnermeon-mpéhtaualsrgeqiuesolsdi e,dequdisisreoeilul nttoi nel so chtDoefiéarm elresqincuetsenscea,àutebuaé'lrssvol ésuotoisnuntr pddroeepssosécénitaétsqtideusem sém d e ta1ul4rg,qiuV-es15].etCm écam nqioudeèselsolcsiaouhtxermdeasnspeduesvenatail daap'ulpm n i u i m à d u r c s i s e m e n t st r u ct u r a l [ V e s qniilutiéasol rsauxuncocyncdelotinséquavinasielonhtetrm essoudduagesoucdaargaectérsieén putailsrant detem s prèégraelutsred'fixaeddi(etivnité. déf d e u n e al netsim psiéraol'utrne m anxsm idièareel) eelt um noedtm psdedeMm arnietient G éqrounvigaeln[Vt-1à4]cerateppeteélmppéarartureS.araz Ai , c o è e l y h a'ldoucsisement par dsisoul toi n des précpitéi s est du type : 2 HV-HV HV mni n avec = l-y y = fraction de précipités dissous = ot t = t .exp et r R T r (Formuel V-3) T avec t = temps maximal nécessaire pour dissoudre les précipités à la température critique T , r r Q= Energie d'activation qui gouverne la cinétique (entre 50 et 100 kJ/mole) S u r A S 7 G 0 3 T 6 s o u d é e n m o n o s p o t à 5 m m / n i , a l m i l t i e e x t é r e i u r e d e a l Z A T edinfévrreiontns1n8.œ 5udsmm(= ddfuiérencteenstredsitadencesal pZaFr ra(pFpgiortVa-u13)k.eyE-hnoelr)e,elovnantpeelust acolyrscelsesm ht t i etgm utreesnt m nsim i paerléscpitéiasyanM t gS coin(d3u"ti) pàrésealnst pdeartnes A duS7Gd03urcsisàemél' etantt Tst6r.uctura,l et rAionssispsi,éseraalm d e Z A T d e a l ' l i a ge A S 7 G 0 3 , c o r e s p o n d a n t à u n e d s i t a n c e d e 1 8 . 5 m m p a r càe3n3tr0e°Cd(Fugi cV ord-1o3n.b,).est assocéie à des cycels htermqiues de vaelur maxm i ael au m E sip-1o4t.a0)..4C 5oLm ,m aleZeAnT m exopnéom rispeon,tateall esm studaleotino'l rdpreermedet da2's.7som m dtee pZA aTrt eàt dda'eus (dFengi etbV i c e i r c e énriam heesnoitndneées325p-3a5r0°C tG v6a0el0u0r.smpm iutreaelsmn(iTm =i 3a7el5s°Cp)rocm Myh(rFgidanVs-1el4.b)c.aC sesdevaselouudrsagesonM Iprochdea nm mêm onoe etetmbip-sépot ,rea'ldom ucnisim seam en(3t5m aCxm i), almeansi ZdAeTs ecsnitédqtieueo'lsrdréelgèdreeme-2n5t%d.fiéIlrencote alE r a u t i e l 0 ° pératriutrdeuatm teniotdeèel audeboM utyhdrequ0e4.,5dasnsenel smo2noscpaost,etal 0d.7sissoul teoinn bidsepot )p.réO ntiéspe àt(oetm par s c p i i ael HV = 75 du maétari strutaceltura(eyl=m1)enet.n ZAT, et quo'n a atteni t al vaelur mnim 2 r nmi 132 Figure V-13 : Influence des cycles thermiques sur l'état métallurgique local d'AS7G03 soudé en monospot (5 m/min-4 kW) : a) détermination par microdureté des limites de la ZAT (1/3 supérieur du cordon), b) Simulation des cycles thermiques T=f(t) à différentes distances du key-hole HV 105 0,12 10 x (mm) Figure V-14 : Influence des cycles thermiques sur l'état métallurgique d'un cordon d'AS7G03 soudé en bispot 0.45L à 4 m/min - 4 kW : a) détermination par microdureté des limites de la ZAT (mesure au 1/3 supérieur du cordon), b) Simulation des cycles thermiques T=f(t) à différentes distances du key-hole Conclusion Dans un premier temps, l'utilisation d'un code de calcul par éléments finis en phase solide nous a permis, grâce à un modèle de dépôt laser simplifié « double source », de modéliser les cordons de soudure obtenus par YAG en configuration monospot, et ce, pour les 2 alliages considérés AS7G03 et 5083. Ensuite, par extrapolation des conditions de dépôt monospot, les géométries de cordons obtenues en régime bi-spot L ou T, pour différents espacements inter-spots ont pu être estimées, et comparées avec succès aux données expérimentales. Les cycles thermiques modélisés ont également été validés, soit par les mesures pyrométriques, soit par comparaison avec les limites des Zones Affectées Thermiquement. 133 Une telle approche numérique, limitée par la non prise en compte des chauffages par convection et des mouvements fluides associés, permet cependant de prévoir les tailles de bains liquides afin de les corréler aux modifications d'ordre métallurgique (taux de porosités, dimension des ZAT et niveau d'adoucissement en ZAT). Références [V-1] M.Beck, P.Berger, F.Dausinger, « Aspects of key-hole/melt interaction in high speed laser welding », 8 International Conférence on Gas Flow and Chemical Lasers, SPIE , vol 1397, 1990, pp 769-774 [V-2] R.Fabbro.R et K.Chouf, "Dynamical description of the key-hole in deep pénétration laser welding", Journal of Laser Applications, 12(4), 2000, pp 142-148 [V-3] V.V.Semak.V.V, J.A.Hopkins, " Melt pool dynamics during laser welding " J.Phys.D : Appl.Phys, 28(12), 1995, p 2443 [V-4] E.Dumord, « Modélisation du soudage continu par faisceau de haute énergie : application au cas du soudage par laser Nd :YAG d'un acier X5CrNi18.10 », Thèse , Université de Bourgogne, 1996 [V-5] M.Constantini, « Simulation numérique du soudage par faisceau d'électrons. Contribution au développement d'un modèle prédictif de l'apport d'énergie », Thèse, Université de Paris, 1996 [V-6] P.Rogeon, D.Couedel, D.Carron, « Numerical Prédiction of électron beam welding of metais : a sensitive study of prédictive model », Mathematical Modelling of Weld Phenomena, 5, 2001 [V-7] C.L.Chang, « Modeling of deep pénétration laser welding using multi focus technique », Proceedings, International Workshop on stability of laser welding, Hirschegg, Février 2000 [V-8] J.Mazumder, H.Kl, P.S Mohanty, "Rôle of recoil pressure, multiple reflections and free surface évolution during laser welding", ICALEO'2002, Scottsdale (USA), Oct 2002 [V-9] E.Sarrazin, « Modélisation du soudage d'alliages d'aluminium », Thèse, Ecole Polytechnique, Dec 1995 [V-10] F.Namura, « Simulation numérique du soudage laser d'alliages d'aluminium », rapport final, Projet de fin D'études ENSAM-Paris, Juin 2002 [V-11] W.Gref, B.Hohenberger, F.Dausinger, « Energy coupling and process efficiency in double focus welding with Nd :YAG », ICALEO'2002 , Scottsdale (USA), Oct 2002 [V-12] R.Fabbro, "Basic processes in deep pénétration laser welding", ICALEO'2002, Scottsdale (USA), Oct 2002 [V-13] Abaqus software, User's manual, version 6.1. Hibbitt, Karlsson and Sorensen Inc, 2001 [V-14] O.R.Myhr, G.Grong, « Process Modelling applied to 6082-T6 aluminium weldments I reaction kinetics, Il Applications ofthe model », Acta.Metall.Mater, 39, 1991, p 2693 [V-15] R.P.Martukanitz, « Modelling of the heat affected zone of aluminium arc welds », ASM International, Alcoa Laboratories, 1986, p 193 ,h 134 Conclusion Générale Conclusion générale La maîtrise du soudage laser des alliages d'aluminium passe par la mise en oeuvre et la compréhension de notions pluridisciplinaires au sein desquelles on peut citer : l'optimisation des conditions d'interaction laser-matière, les conditions thermiques locales et l'état métallurgique des cordons obtenus. Ce dernier aspect intègre naturellement la limitation des défauts de soudage (porosités), liés intrinsèquement à la nature de certains alliages (contenant des éléments volatils = Mg (alliages 5000), Zn (alliages 7000)), ou à la forte solubilité de l'Hydrogène dans l'aluminium liquide. L'utilisation du laser comme outil d'assemblage industriel passe donc par le développement de méthodes spécifiques permettant de limiter ces défauts. Dans cette optique, l'objectif de cette thèse était de caractériser et de comprendre les conditions de création des porosités dans deux alliages d'aluminium largement utilisés dans l'industrie automobile (5083 et AS7G03), afin de mettre en œuvre des moyens pour les limiter. Dans notre cas, deux solutions ont été retenues : une préparation de surface avant soudage, et l'utilisation d'une configuration de soudage bifocale. Après une première partie introductive (Chapitre /), différents aspects ont été abordés au cours de cette étude, depuis la caractérisation des états métallurgiques après soudage (chapitre II), en passant par l'analyse spécifique des porosités et des effets d'une préparation de surface (chapitre III), jusqu'à une étude plus liée au procédé sur les effets d'une technique bifocale (Chapitre IV). Un dernier chapitre (chapitre V) s'est attaché à simuler numériquement les cordons de soudure obtenus en configuration mono ou bifocale, afin de valider les résultats expérimentaux, que ce soit au niveau de la géométrie des cordons, ou au niveau des cycles thermiques T=f(t) imposés localement au métal. Passons en revue les informations importantes contenues dans ce mémoire : Dans le chapitre H, intégralement consacré à la caractérisation métallurgique des cordons, nous avons mis en évidence principalement quelques différences de comportement entre les deux alliages refondus par irradiation laser Nd :YAG 4 kW continue. L'un comme l'autre présentent des structures de solidification de type dendritique colonnaire (en bord de cordon) et équiaxe (en surface), mais l'AS7G03 à durcissement structural est sujet à des phénomènes d'adoucissement (chute de dureté locale) plus marqués que le 5083 en Zone Affectée Thermiquement (ZAT) et en Zone Fondue (ZF). Sur le 5083, des chutes locales du taux de magnésium sont mises en évidence (-1 %), liées au passage du key-hole. Globalement, la structure métallurgique (microstructure, composition chimique, microdureté) de l'un comme l'autre des deux alliages ne semble pas évoluer avec la configuration de soudage (mono ou bispot), donc avec les cycles thermiques imposés. Le chapitre III quantifie et identifie l'origine des porosités dans les cordons. Des taux de porosités de l'ordre de 12-15 % (en taux surfacique) sont mis en évidence sur les deux alliages, sous forme de microporosités (< 0,3 mm) liées à l'occlusion de l'hydrogène, ou de macrocavités non sphériques, attribuées à l'instabilité du capillaire de vapeur. Des analyses par tomographie X de la répartition de ces porosités dans les cordons nous indiquent que leur localisation (périphérique) suit précisément les mouvements de convection au sein du bain liquide. Lors d'une préparation de surface avant soudage (polissage mécanique, sablage, décapage laser) qui permet de réduire les couches d'oxydes hydratés superficielles (analyse SIMS), la majeure partie des microporosités disparaît, ce qui entraîne une réduction de 12 à 1-2 % des taux de porosités sur l'AS7G03 moulé. L'alliage 5083, plus sensible aux instabilités de procédé, et en particulier aux fermetures de capillaire en raison de son 135 pourcentage élevé en Mg volatil, voit son taux de porosités chuter assez faiblement (taux résiduel = 9 % après décapage laser contre 15 % sans préparation de surface). Dans le chapitre IV, nous avons mis en œuvre une technique de soudage bifocale, déjà utilisée par certains auteurs pour stabiliser le procédé laser. Pour des niveaux de pénétration identiques (autour de 3-3,5 mm) et des distances inter-spot variables, l'apport du bispot est manifeste, en particulier sur l'alliage 5083. Les taux de porosité se trouvent alors réduits à quelques pourcentage sous l'effet combiné d'un key-hole plus large et plus stable (analyses par caméra rapide à 2000 Hz) et d'un bain liquide plus étendu. La stabilité du keyhole en configuration bifocale, étudiée à travers les variations de surface et de luminosité totale de la surface du capillaire au cours du temps, se manifeste principalement par la diminution du nombre d'explosions-dégazages de grande amplitude, et par la réduction de l'amplitude des fluctuations. L'analyse, toujours par caméra rapide, des mouvements superficiels au sein du bain liquide indique également une réduction des vitesses des ondes de surface lors du passage en bi-spot. Ce phénomène est attribué à l'élargissement du keyhole qui contribue à réduire les tensions de friction gaz-métal au sein du capillaire, donc à diminuer les vitesses d'éjection du métal liquide, mais également à l'élargissement latéral du bain liquide. Enfin, une bonne corrélation est établie entre les fréquences de création des chevrons de solidification, et la fréquence des vagues liquides générées à l'arrière du capillaire. En conclusion, le chapitre tente d'établir des corrélations entre la dynamique du capillaire, et celle du bain liquide. L'augmentation de la fréquence des mouvements fluides, mise en évidence lors du passage en bi-spot n'est cependant pas encore bien expliquée. Ce chapitre débouche toutefois sur une bonne compréhension des effets induits par le soudage bi-spot, sous forme d'une stabilisation de la dynamique du key-hole, mais également des mouvements du bain liquide. Les caractérisations mécaniques effectuées présentées en fin de chapitre, ne révèlent toutefois aucun effet spécifique de la configuration bifocale. Enfin, dans le dernier chapitre {chapitre V), nous avons repris les conditions expérimentales (Puissance, Vitesse, profondeur de pénétration) utilisées dans les chapitres précédents en mono et bispot, afin de simuler, grâce à un code 3D aux éléments finis, les géométries des cordons. Dans un premier temps, en utilisant un modèle de dépôt double source, permettant de rendre compte de l'évasement (« tête de clou ») des cordons, nous avons optimisé les conditions de dépôt conduisant aux géométries simulées adéquates. Puis, en transposant ces conditions de dépôt au cas du soudage bispot, avec différentes distances inter-spot (0.45L et 0.45T et 0,75 mm), nous avons pu retrouver par simulation les dimensions des cordons bi-spot, donc prévoir l'histoire thermique locale des cordons. Dans tous les cas, la confrontation avec les tailles de bains liquides, les coupes métallographiques, et les mesures de température par pyrométrie, a donné une relativement bonne adéquation. A l'issue de ces 5 chapitres, nous avons donc passé en revue deux méthodes permettant de réduire les niveaux de porosités dans les alliages d'aluminium, en s'appliquant à comprendre précisément l'origine des améliorations obtenues par une approche « matériau , procédé et simulation ». A moyen terme, les résultats obtenus, combinés aux avantages traditionnels du laser (faibles distorsions, apport de chaleur localisé et bien maîtrisé, flexibilité des systèmes optiques) doivent permettre d'élargir les domaines d'applications industriels du soudage laser sur les alliages d'aluminium. 136 Annexes Annexes A.1 Effet de la position de soudage sur les géométries de cordons et quantification de porosités. Tous les résultats présentés jusqu'ici concernaient une position de soudage « à plat ». Dans ce qui suit, nous nous proposons d'étudier l'influence d'une position différente (verticale montante ou descendante) sur la génération de porosités. A.1.1 Effet de la position de soudage sur les profondeurs de pénétration En figure A.1, on met en évidence une diminution de la profondeur de pénétration avec la vitesse de soudage quelle que soit la configuration, ou le matériau étudié. Les positions verticales donnent des profondeurs de pénétration inférieures à la configuration à plat. Ces résultats sont en désaccord avec ceux présentés par Fujinaga [A-1] qui étudie l'effet de la durée d'impulsion sur le profil du keyhole (géométrie et profondeur) pour différentes position de soudage, en Nd :YAG puisé, sur acier. Quelle que soit la durée d'impulsion, la profondeur de pénétration atteinte en configuration verticale est celle pour laquelle la hauteur de keyhole est la plus importante, par rapport à la position à plat. De la même manière, Sugihashi [A-2], analyse toutes les orientations de soudage possibles en laser C0 et conclut quant aux valeurs de pénétration maximales atteintes en position verticale (montante et descendante) par rapport à la position à plat 2 5 r~i—i—i—i—j—i—i—i—i—j—i—i—i—i—|—i—i—i—i—j—i—i—i—i—|—i—i—i—r -f •\ 5 L_i i i i 4 , 5 I i i 5 i i I 5 , 5 i i i i I i i i 6 i Fiiontant ( 5 0 8 3 ) I i i i i—I 6 , 5 7 i i i—i— 7 , 5 vitesse (m/min) Figure A. 1: variation de la pénétration en fonction de la vitesse et de la position de soudage A.1.2 Analyse du procédé Si on transpose le schéma du modèle de géométrie de keyhole proposé par Fabbro [A-3] pour la configuration verticale, on obtient la figure A.2. Vc (ou V | ) est la vitesse de fermeture du capillaire. Vd (V ii g) est la vitesse d'ouverture du capillaire. Nous ne parlerons pas ici des réflexions de Fresnel. La seule pression qui s'exerce sur le front avant est la pression d'ablation (Pa ou Pr (recoil pressure)), alors que sur le front arrière, on a une combinaison entre la pression d'ablation d'une part qui tend à ouvrir le capillaire et deux pressions de fermeture, respectivement la pression de tension de surface Pa ou Ps (proportionnelle au diamètre du capillaire), et la pression hydrodynamique du bain (proportionnelle à sa densité p). C dri in 137 0Sure Les vitesses de fermeture (Vc) et d'ouverture (Vd) au niveau du front arrière s'opposent, alors qu'au niveau du front avant, seule la vitesse d'ouverture s'exerce sur le capillaire. Si l'on considère l'effet de la gravité sur ces deux géométries (figure A.2a et A.2b), on aura d'une part pour la figure A.2a, une pression gravitationnelle, dans le sens Vc, c'est à dire dans le sens de la fermeture du capillaire de vapeur. A l'opposé, en figure A.2b en configuration montante, la gravité s'exerce dans le sens inverse de la vitesse de fermeture et s'oppose à la pression de tension superficielle et inverse de la pression hydrodynamique. Cette position permettrait de maintenir le capillaire ouvert et/ou de le stabiliser. Si le capillaire est maintenu ouvert en position montante, on peut penser que les réflexions de Fresnel sont plus efficaces, et qu'une proportion plus importante du faisceau est absorbée par les parois du capillaire de vapeur, ce qui induit des profondeurs de pénétration plus importantes. On peut également penser que la configuration descendante, du fait de la position du bain au dessus du capillaire, pourrait être plus instable, et générer plus facilement des fermetures de keyholes. Seule la visualisation des keyholes (figure A.3), nous permet de dire que le capillaire n'est pas déformé en surface en configuration verticale descendante. On observe des keyholes sphériques et très stables sur toute la longueur du cordon. Aucun traitement de film ne sera présenté ici. Toutefois, à l'observation des films, le keyhole était très peu déformé ou décentréet de rares explosions ou extinctions ont été observées. Le capillaire ne semble donc que peu interférer avec le bain liquide environnant. configuration Configuration verticale montante monospot V=5m/min Configuration verticale descendante monospot V=5m/min 5083 Vertical montant Vertical m on ta n l Vertical descendant Figure A.3 : visualisation AS7G03 Vertical descendant des keyholes 138 en configuration verticale Quelques visualisations des bains liquides ont été réalisées. Il a été difficile d'extraire des images à partir de films réalisés sur 5083. Seuls des bains liquides sur l'alliage de fonderie en configuration monospot seront présentés ici. On remarque toutefois en figure A.4a que le bain en configuration descendante exerce une légère pression sur le capillaire (plasma plus réduit par rapport à b). On observe également que les bains liquides ne sont pas répartis de la même manière. En a), la surface du bain est lisse, alors qu'en b) le bain semble évidé. On peut penser que la configuration de soudage a pu modifier les vortex (Marangoni) qui s'exercent après le passage du faisceau et qui créent une circulation du flux liquide. On peut donc supposer que cette re-circulation du bain est plus ou moins perturbée par la gravité. Figure A.4 : visualisation des bains liquides en configuration verticale La figure A.5 montre pour les deux configurations, et compte tenu du sens des vortex en surface (depuis le capillaire jusqu'au bain) la redistribution du liquide. a) Configuration descendante b) Configuration montante Figure A.5 : Effet de la gravité sur la distribution configuration du liquide a) configuration montante descendante, b) A.1.3 Effet de la position de soudage sur la génération de porosités, La figure A.6 montre l'évolution du pourcentage de porosités pour les configurations montantes et descendantes. On remarque dans un premier temps que les taux de porosités mesurés sur les configurations montantes sont plus importants que ceux mesurés sur les 139 configurations descendantes, et ce pour les deux matériaux étudiés. On peut attribuer cet effet aux profondeurs de pénétration plus importantes atteintes en montant (figure A.1). Les résultats sont contraires à ceux de Fujinaga [A-1], pour qui la configuration descendante est celle qui génère le plus de porosités, en favorisant les fermetures de keyhole. Il semblerait que la position de soudage en vertical descendant serait plus propice à l'évacuation de la porosité, issue du keyhole, compte tenu de la direction de la poussée d'Archimède qui faciliterait l'évacuation des porosités hors du bain liquide. Figure A.6 : variation du taux de porosités en fonction de la vitesse soudage sur 5083 et AS7G03 et de la position de A.2 Effet de la focalisation du faisceau sur la géométrie des cordons et sur les taux de porosités mesurés A.2.1 Principe Le but de cette étude est mettre en évidence l'influence de la focalisation du faisceau laser sur les profondeurs de pénétration atteintes ainsi que sur les taux de porosités générés, et ce, pour les deux positions de soudage : à plat et en vertical descendant. On rappelle au passage que la lentille de focalisation utilisée focalise le faisceau sur 450 y/m de diamètre (focale 150 mm), au niveau du beam waist, et que la vitesse est gardée constante et égale à 5 m/min. On peut dans un premier temps, schématiser les différentes géométries de focalisations en terme de distribution d'énergie en profondeur en figure A.7. La configuration c correspond à la focalisation sur la pièce. Les configurations d et e correspondent aux focalisations à l'intérieur de la tôle, ( -1 et -2 mm respectivement), alors que les configurations a et b, (+2 et +1 mm) correspondent à une défocalisation positive au dessus de la tôle. 140 a o Figure A. 7 : différentes b géométries c 7 d de focalisation Ï-M.2 e (0 étant la surface mm de la tôle = plan focal) A.2.2 Effet de la focalisation sur la profondeur de pénétration A.2.2.1 Exemples de coupes transverses obtenues en configuration à plat pour différents points de focalisation F= +2 mm F= +1.5 mm F= +1 mm F= +0.5 mm F= 0 mm F= -0.5 mm F= -1 mm Coupes transverses V=5m/min P=4 kW F=150 mm Figure A.8 : visualisation des coupes transverses de cordons à plat sur AS7G03, en configuration ansvfgieursreesAo8.betnm osnrtedapnosureldfiérceanstsdpeonial'tsliage de fodcal siatfooinndereein.treOn+2obmsm etda-1nsmum , tertLam u e e e r v e n focal siatocionnduposi tvi),e,paelrsopcpoordsootinns àpréalsenfoetcal ntsiatunoien gnééogm éerti (dahnésmsialphépqrièiucee (psoréuspdesangetequdee'enns m o d e c o t i n a v t i e éertidsedceordoconrd)osnuspéareivuercs àdes1ra(m ppoodrets kdea'yshpoeelc)t e(ratpdpeosrttêpterosofnddeeurcol pméanrqéutraéotiens. sLuargalém rgoêem u r esotnaténgtael cdoenssceernvédea,n)t.pour elmse défiévroeulnotitsn ytepsetsobsdeervéepopsootiunr elde50s8o3u.daLgae et(nvderatncicale m A.2.2.2.Résultats obtenus Loacasilfgiaurtoi ne sAu9.r pèipcréesenpetouré'lelvolsutdoienuxdm eaétalariuxproofconndceeurnrésd.eOnpénoébtrsaeotirvne epnourfoelncoti50n83de fA 9.a) une décrosisance de al proofndeur de pénétraotin, et ce pour el s deux congfiura 141 étudiées. La même évolution est observée pour TAS7G03 (figure A.9b). Globalement, à -1 mm de défocalisation, on obtient les maxima de pénétration (3.5 - 4 mm). Les résultats obtenus sont qualitativement en accord avec ceux de Matsunawa [A-4], qui trouve un maximum de profondeur de pénétration atteinte (de l'ordre de 6 mm), sur 5083, (soudé à 5 kW, et 1.5m/min, en laser C0 ) à F= -1 mm. La gamme de distances de défocalisation étudiée était comprise entre - 6 mm et + 6 mm. 2 Figure A.9 : évolution de la profondeur de pénétration en fonction de la hauteur a) 5083, b) AS7G03 du point focal Défocaliser le faisceau revient à modifier la densité d'énergie déposée sur pièce. Par contre, suivant que l'on est en focalisation positive ou négative, l'apport d'énergie en profondeur est différent. Le schéma suivant (figure A. 10) reprend les différents types de focalisation rencontrées (positive ou négative), et les modes de soudage correspondants. En cas de focalisation positive (au dessus de la pièce : F>0 dans la figure A. 10), une densité de puissance est calculée en fonction du diamètre du spot mesuré. Cette densité de puissance, compte tenu du beam waist, va décroître au fur et à mesure que l'on va pénétrer dans le capillaire, ce qui va réduire progressivement l'apport d'énergie en profondeur. Cette configuration ne déstabilise pas le capillaire en profondeur, puisque cela revient à avoir une décroissance de l'énergie du faisceau (qui va limiter l'apport en énergie dans le capillaire), depuis une valeur déjà limitée au départ, par la faible densité d'énergie [A-5]. De plus, le caractère divergent du faisceau en profondeur dans le capillaire tendrait à en stabiliser les parois. Pour des valeurs de défocalisation positive supérieures à +2 mm. les cordons obtenus sont alors soudés en quasi régime de conduction, avec un aspect hémisphérique. Une focalisation négative (F<0 dans le figure A. 10) revient à avoir une évolution croissante d'intensité sur la profondeur du capillaire, jusqu'au point de focalisation du faisceau, pour avoir de nouveau une décroissance sur la deuxième moitié du capillaire. Le capillaire créé présente une section réduite, qui peut être plus sensible aux fermetures et de ce fait à la génération de porosités. Le fait que l'on ait une évolution croissante sur la première moitié du capillaire explique en partie, pourquoi la défocalisation négative permet de gagner en pénétration sans modifier la largeur endroit des cordons : le dépôt d'énergie se fait alors essentiellement selon l'axe z (hauteur du keyhole). 142 Figure A. 10 : Variation des modes de soudage en fonction de la focalisation [A.6] A.2.2.3 Influence de la focalisation sur la génération de porosités pour différentes positions de soudage feLaesticàebauupt,usicseeantnecefapsiaaalnrsteietraebcsostntradscetaotinntecso.dreéO selnrvalareraimotifonarm srquaeodti,endaddneesnsuptéinorodpsetéiresm pueiasirusaetnm cdeepgsréob(fgietdunerueesds,éAfoà.ca1svil1teai qpuéenétraalotinforsm atotingranddees p(foocal rosstiéiatsoi nestnédga'auvtitaen),tenpulsaccm iordportaavnetec elqueetmelpss dpé'roejofcntoidneursde o n buel hors du bain. Fm ( m) +25. +2 +15 * +05 . è AS7G03 Pas de porostéis Pas de porostéis , Fm ( m) 5083 +15 . • . .« +1 ». •>. +05. r . . ». •.•»»•%. *». » -» .» f -0.5 • 0 . „ -0.5 • -» • »',•. ,» * . , • « . » , » • « t • «w* «• •• -1 * »• • .-1.5 •#•,....,, ... » ..... 143 Figure A.11 : exemple de radiographies obtenues en configuration AS7G03, V=5 m/min à plat sur 5083 et La focalisation à l'intérieur du capillaire (F < 0) est d'autant plus instable que des cavités (liées aux instabilités du keyhole) de dimensions de plus en plus grandes sont créées, et ce pour les deux matériaux. On peut tracer l'évolution du pourcentage de porosités en fonction de la défocalisation pour les deux matériaux pour les trois positions de soudage étudiées. Les résultats sont résumés dans les figures A. 12a et A. 12b. Figure A. 12 : Evolution du taux de porosités en fonction de la focalisation (b) AS7G03 : (a) 5083, Pour le 5083 (figure A. 12a), la configuration à plat est la plus apte à former des porosités, avec un maximum de taux de porosités mesuré pour une défocalisation de -2 mm. Pour l'alliage de fonderie (figure A. 12b), les résultats indiquent des pourcentages de porosités plus faibles en configuration à plat qu'en configuration verticale descendante, pour des distances de défocalisation négatives (entre -2 mm et 0 mm). La tendance est inversée pour des distances de défocalisation positives (entre 0 mm et + 2 mm). Les valeurs obtenues demeurent très proches, et il est difficile d'exprimer une tendance générale. Néanmoins, les résultats obtenus, en configuration à plat se rapprochent de ceux obtenus sur 5083, avec un maximum de taux de porosités mesuré à - 1 mm, qui correspond au maximum de profondeur de pénétration atteinte (figure A.9b). Les résultats obtenus sont en étroite corrélation avec la géométrie même des cordons, et en particulier avec le rapport d'aspect. (= rapport entre profondeur de pénétration et largeur en extrême surface). On ne présentera les résultats que pour deux configurations. Les figures A. 13 et A.Î4 montrent une corrélation entre le pourcentage de porosités et le rapport d'aspect. Les courbes tendent à montrer qu'un faible pourcentage en porosités est lié à un rapport d'aspect faible c'est-à-dire un rapport profondeur de pénétration sur largeur de cordon le plus petit possible. Pour ce rapprocher de ces valeurs (rapport d'aspect minimal), soit on opte pour des profondeurs de pénétrations faibles soit pour des largeurs de cordons importantes. 144 Dans les deux cas, on se rapproche de la morphologie hémisphérique d'un cordon soudé par conduction [A-7]. Figure IV A. 1 dévolution du pourcentage de porosités et du rapport d'aspect descendante sur 5083 en configuration Conclusion En conclusion de cette partie, on peut dire que la génération de porosités est intimement liée, à la focalisation du faisceau et par la même occasion à la distribution d'énergie en profondeur. Un faisceau focalisé au dessus de la pièce revient à réduire la densité d'énergie et à créer des cordons moins pénétrés, contenant des taux de porosités réduits. A l'inverse, focaliser à l'intérireurde la plaque induit la création d'un capillaire plus profond, pis susceptible de piéger des porosités. De même, la position de soudage influe sur les profondeurs de pénétration obtenues, ainsi que sur les taux de porosités mesurés. En définitive, l'aptitude à générer des porosités semble liée à l'ouverture du capillaire qui peut être modifiée, soit en défocalisant, soit en changent la position de soudage. Références [A-1] S.Fujinaga, T.Narikiyo « Keyhole behavior during ail position welding with high power Nd :YAG laser », Icaleo 1999, section E, p186 [A-2] A.Sugihashi, M.Kido, « Study of C0 laser welding to suppress defects in thick steel plates welding bead », Icaleo 2002 [A-3] R.Fabbro, K.chouf, « Keyhole behavior for deep pénétration laser welding », Icaleo 1999, Section D p 2-101 [A-4] S.Katayama, A.Matsunawa, K.Kojima, « C0 laser weldability of aluminium alloys (2 report) : defect formation conditions and causes», Welding international 12 (10) 1998. [A-5] M.Pastor, H.Zhao, « porosity, underfill and magnésium loss during continuous wave Nd :YAG laser welding of thin plates of aluminium alloys 5182 and 5754 », Welding research supplément p207-216, june1999 2 nd 2 145 [A-6] J.S.Kim, T.Watanabe, « effect of beam defocusing characteristics on porosity formation in laser welding », Journal of Materials Science Letters, volume14, 1995, p16241626 [4-7] S.Katayama, C.D.Lundin, « Laser welding of aluminium alloy 5456 », Welding international 6 (6) 1992. 146 Résumé L'objectif de cette thèse était de caractériser et de comprendre les conditions de création d e s porosités dans deux alliages d'aluminium largement utilisés dans l'industrie automobile (5083 et AS7G03), afin de mettre en œuvre des moyens pour les limiter. Deux solutions ont été retenues : une préparation de surface avant soudage, et l'utilisation d'une configuration de soudage bifocale. Initialement, en soudage monospot sans préparation de surface, des taux de porosités d e l'ordre de 12-15 % (en taux surfacique) sont mis en évidence sur les deux alliages, s o u s forme de microporosités (< 0.3 mm) liées à l'occlusion de l'hydrogène, ou de macrocavités non sphériques, attribuées à l'instabilité du capillaire de vapeur. Lors d'une préparation de surface avant soudage (polissage mécanique, sablage, décapage laser) qui permet de réduire les couches d'oxydes hydratés superficielles (analyse SIMS), la majeure partie des microporosités disparaît, entraînant une nette réduction des taux de porosités sur l'AS7G03 moulé. L'alliage 5083, plus sensible aux instabilités de procédé, et en particulier aux fermetures de capillaire en raison de son % élevé de Mg volatil, voit son taux de porosités chuter plus faiblement. De même, pour des niveaux de pénétration identiques (autour de 3-3.5 mm) et des distances inter-spot variables, l'apport d'une technologie bispot-est manifeste, en particulier sur 5083. Les taux de porosité se trouvent alors réduits à quelques % sous l'effet combiné d'un key-hole plus large et plus stable (analyses par caméra rapide à 2000 Hz) et d'un bain liquide plus étendu. L'analyse des mouvements fluides au sein du bain liquide indique également une réduction des vitesses des ondes de surface lors du passage en bi-spot. Ce phénomène est attribué à l'élargissement du key-hole qui réduit les .tensions de friction gazmétal au sein du capillaire, donc diminue les vitesses d'éjection du métal liquide. L'étude débouche sur une meilleure compréhension des effets induits par le soudage bi-spot, sous forme d'une stabilisation de la dynamique du key-hole, mais également des mouvements du bain liquide. Les caractérisations métallurgiques et mécaniques effectuées, ne révèlent, toutefois aucun effet spécifique de la configuration bifocale La dernière partie de l'étude est consacrée à la simulation par éléments finis des soudages mono et bifocaux et en particulier des géométries des cordons. En utilisant un modèle de dépôt double source, permettant de rendre compte de l'évasement (« tête de clou ») des cordons, nous avons pu retrouver par simulation les dimensions des cordons bispot, donc prévoir l'histoire thermique locale des cordons. Dans tous les cas, la confrontation avec les tailles de bains liquides, les coupes métallographiques, et les mesures de température par pyrométrie, a donné une relativement bonne adéquation. A l'issue de cette thèse, nous avons donc passé en revue deux méthodes permettant de réduire les niveaux de porosités dans les alliages d'aluminium, en s'appliquant à comprendre précisément l'origine des améliorations obtenues par une approche « matériau , procédé et simulation ». A moyen terme, les résultats obtenus, combinés aux avantages traditionnels du laser (faibles distorsions, apport de chaleur localisé et bien maîtrisé, flexibilité des systèmes optiques) doivent permettre d'élargir les domaines d'applications industriels du soudage laser sur les alliages d'aluminium. Mots C l é s Soudage laser, alliages d'aluminium, porosités, tomographil