Microstructure et microdureté de soudures FSW 

Microstructure et microdureté de soudures FSW 

La microstructure d’une soudure FSW se divise en 4 zones. Le noyau (Nugget Zone (NZ) ou Stired Zone en anglais), la zone affectée thermomécaniquement (Thermomechanically Affected Zone ou TMAZ en anglais), la zone affectée thermiquement (Heat Affected Zone ou HAZ en anglais) et le métal de base non affecté (Unaffected zone ou Base Metal (BM) en anglais).

Microstructure et microdureté du noyau 

Le noyau d’une soudure FSW (NZ) est une zone soumise à des températures élevées et des déformations sévères. Ces conditions produisent généralement une structure recristallisée composée de grains très fins et équiaxes dont la taille moyenne est de quelques microns (Mishra & Ma, 2005). En effet, sous l’effet de hautes températures et déformations, les métaux subissent généralement une recristallisation dynamique produisant de nouveaux grains. Il existe deux principaux mécanismes de recristallisation dynamique (Gourdet & Montheillet, 2000) :
1. La recristallisation dynamique en continue (Continuous Dynamic Recristallization ou CDRX en anglais). Ce type de recristallisation s’effectue en continue avec les déformations appliquées et consiste en la fragmentation des grains existants en plus petits grains.
2. La recristallisation dynamique discontinue (Discontinuous Dynamic Recristallization DDRX). Ce type de recristallisation s’effectue de façon discontinue avec les déformations appliquées. Celle-ci consiste en la nucléation et le grossissement subséquent de nouveaux grains qui absorbent les grains originalement déformés.

Le type de recristallisation qui prend place dépend de l’énergie de faute d’empilement associée aux défauts (dislocations) dans le réseau cristallin d’un matériau (Stacking Fault energy ou SFE en anglais). Les matériaux qui ont une SFE basse subiront une DDRX alors que ceux avec une SFE élevée subiront une CDRX (Gourdet & Montheillet, 2000). Par exemple, le cuivre ayant une SFE relativement basse (70 mJ m⁻² ) (Venables, 1964) est très propice à la DDRX alors que l’aluminium, dont la SFE est plus du double de celle du cuivre (160-200 mJ m⁻² ) (Murr, 1975), subit généralement une CDRX. Puisque les essais de ce projet seront effectués dans un alliage d’aluminium, une description plus détaillée du processus de CRDX est nécessaire pour mieux comprendre comment le matériau évolue durant le soudage FSW :

À haute température (T > 0.5 Tfusion), les dislocations créées par les déformations se rassemblent en cellules pour former une structure de sous-grains composés de joints de grains à faible angle (Low Angle Grain Boundaries ou LAGB en anglais). En poursuivant la déformation, les LAGB absorbent de plus en plus de dislocations et doivent bouger par rotation pour pouvoir accommoder les dislocations qui s’accumulent. Ce mouvement de rotation augmente la désorientation du réseau cristallin d’un sous-grain par rapport à son entourage. L’angle de désorientation des LAGB augmente donc progressivement par rotation sous l’affluence des dislocations. En poursuivant la déformation, les LAGB finissent par former des joints de grains à angle élevé (High Angle Grain Boudaries ou HAGB en anglais), soit, des nouveaux grains (Gourdet & Montheillet, 2000). Par convention, le seuil d’angle de désorientation pour passer d’un LAGB à un HAGB est généralement fixé à 15°. Il ne se n’agit donc pas d’une germination de nouveaux grains (comme la DDRX), mais plutôt de la fragmentation des grains existants en plus petits grains.

Après le soudage FSW d’un AA1080, (Sato, Park, & Kokawa, 2001) ont observé des grains recristallisés d’une taille moyenne de 10 μm dans la NZ. (Pengfei et al., 2015) ont aussi rapporté aussi un raffinement progressif des grains vers la racine du noyau dans un AA7075- T651. En surface de la NZ (Upper Nugget Zone ou UNZ en anglais), les grains recristallisés ont une taille moyenne de 10 μm alors qu’à la racine de la NZ (Lower Nugget Zone ou LNZ en anglais) ceux-ci ont une taille moyenne de 3 μm.  Lors du soudage FSW, la majorité de l’apport de chaleur provient de la friction de l’épaulement (Mishra & Ma, 2005). Ainsi, la température dans le haut du joint, près de l’épaulement, est supérieure à celle à la racine. Par conséquent, la température plus élevée facilite la croissance des grains recristallisés dans la UNZ comparativement à la LNZ (Pengfei et al., 2015).

Pour les alliages thermiquement traitables, la majorité des précipités dans la zone malaxée sont dissouts durant le soudage. Ceux-ci peuvent toutefois se reformer par vieillissement naturel après le soudage (Pengfei et al., 2015). Dans la Figure 1-6, la microstructure du noyau vieillie 30 jours comporte des précipités grossiers et non homogènes. Notons aussi que ces précipités sont plus gros et plus nombreux dans le haut du noyau que dans le bas. Au final, (Pengfei et al., 2015) remarquent que ces précipités plus nombreux dans la UNZ augmentent sa dureté d’environ 15 HV comparativement à la LNZ, et ce, malgré la taille de grains plus fine dans le bas du noyau. (Sauvage et al., 2008) ont aussi observé que les précipités grossiers retrouvés dans la zone malaxée sont des précipités ayant résisté à la dissolution et ayant profité de la dissolution des plus petits précipités pour grossir. Malgré le raffinement des grains important dans la NZ, un adoucissement significatif (25-40%) du métal de base est généralement observé dans cette zone (Pengfei et al., 2015) (Sato et al., 1999).

Pour les alliages non thermiquement traitables à l’état recuit (O), la dureté dans la zone malaxée est généralement un peu plus élevée que celle du métal de base en raison du raffinement des grains. Par exemple, (Sato et al., 2001) ont observé une dureté d’environ 20 HV dans le noyau, soit une dureté d’environ 10% plus élevée que celle du métal de base (AA1080-O). Dans les alliages initialement écrouis (état H), la recristallisation de la NZ a pour effet de réduire grandement les propriétés mécaniques du matériau, car les déformations de l’écrouissage y sont perdues. Par exemple, (Malopheyev et al., 2014) ont observé que la microdureté de la NZ d’un alliage Al-Mg-Sc-Zr écroui à l’état H18 passe de 155 HV à 120 HV. (Malopheyev et al., 2014) associent cet adoucissement à la perte de l’écrouissage dans la NZ, qui présente une microdureté comparable, mais légèrement plus élevée (~5HV) au même alliage à l’état recuit.

Microstructures et microdureté de la zone affectée thermomécaniquement 

La zone affectée thermomécaniquement (TMAZ) est une zone ayant été soumise à des températures élevées et des déformations sans s’être totalement recristallisée. Cette zone se caractérise par ses grains déformés et allongés par l’écoulement de matière généré par l’outil (Mishra & Ma, 2005) (R. Fonda et al., 2013). Cette caractéristique est particulièrement visible du côté avançant (AS) de la soudure.

Dans la TMAZ, un réarrangement des dislocations en structure de sous grains (restauration dynamique) a été observé dans plusieurs enquêtes (Sato et al., 2001) (Pengfei et al., 2015) (Jones et al., 2005)  . La restauration dynamique est en fait une étape précoce du processeur de CDRX décrit dans la section précédente. Pour les alliages non thermiquement traitables, cette structure de sous-grains augmente la dureté dans la TMAZ par écrouissage, la rendant parfois plus dure que le métal de base. Par exemple, (Sato et al., 2001) ont remarqué une augmentation localisée de dureté d’environ 10 HV, très marquée dans la TMAZ, représentant une augmentation d’environ 66% par rapport au métal de base (AA1080-O) qui avait une dureté initiale de 15 HV.

Dans un AA5083-O, (Sato et al., 2001) n’ont cependant pas observé d’augmentation de microdureté dans la TMAZ, possiblement à cause de la présence de particules Al6-(Mn, Fe) qui ne sont pas dissoutes durant le soudage et qui demeurent uniformément distribuées dans la soudure. (Sato et al., 2001) concluent donc que, ces particules masquent l’effet de la formation de sous-grains dans la TMAZ et du raffinement des grains dans la NZ, donnant ainsi aux soudures effectuées dans un AA5083-O un profil de microdureté plutôt uniforme. Dans un alliage écroui Al-Mg-Sc-Z –H18, (Malopheyev et al., 2014) ont observé que la TMAZ et le début de la HAZ présentent la plus grande perte de propriétés mécaniques avec une microdureté de 116 HV par rapport au métal de base (155 HV). (Malopheyev et al., 2014) ont expliqué que la TMAZ et la HAZ perdent l’écrouissage du métal de base par restauration, tout en gardant ses grains grossiers originaux, produisant ainsi un adoucissement plus important que dans la NZ, où le raffinement des grains lui donne un léger regain de microdureté.