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
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25
25
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34
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56 58
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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
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n
capi
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c
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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
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at
o
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V
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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
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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
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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
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I
I
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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
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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).
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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
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[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
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[2-5] H.Zhao, D.R.White Current issues and problems in laser welding of automotive aluminium
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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
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(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
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7
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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
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(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
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u
d
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C0
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0
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aaréttrbrpibiuauéreetiessasdiéaem
e
n
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o
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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].
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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
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<
<
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0
4
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Z
i
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_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
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m
e
e
n
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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
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c
Wall Détaches
from Beam
RcVcFk>y|
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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
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G
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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
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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
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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
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-
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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
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11
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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
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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
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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
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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
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laser welding of aluminium alloys» (invited paper), Proceedings of the LAMP2002
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l'université de Strasbourg I, 1999
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construction of mathematical model », IIW international conférence, 24-25 juin 2002,
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[4-10] W.Gref, A.Russ, « Double focus technique- influence of focal distance and intensity
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[4-12] Mohanty, T.Asghari, « Expérimental study on keyhole and melt pool dynamics in
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Effect of welding defects on mechanical properties, déformation and fracture of laser welds
», Welding international volume 14, n°1 p12-18
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Welding international 1996 Volume 10 n°10 p771-777
[4-21] ASM speciality handbook, « aluminum and aluminum alloys », New York, ASM
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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
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m
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n
t
st
r
u
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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
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A
S
7
G
0
3
,
c
o
r
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o
n
d
a
n
t
à
u
n
e
d
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a
n
c
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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
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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
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L_i
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i
4 , 5
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5 , 5
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i
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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
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,
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v
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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
.
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+1
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* »• • .-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.
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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