Observation et mécanismes d’amorçage sur hétérogénéités

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DEMARCHE DE L’ETUDE

L’alliage 718DA tire une part non négligeable des propriétés mécaniques des opérations de mise en forme. On peut donc se demander si un modèle de durée de vie identifié à partir d’essais sur un « matériau modèle » (barre extrudée, lingot etc. ) permettrait de rendre compte du comportement réel d’un disque de turbine. Pour éviter ce problème, les éprouvettes testées dans cette étude ont été directement prélevées dans un disque de turbine brut de forge. La figure 8 présente schématiquement la position du disque de turbine dans le brut de forge. On distinguera 2 directions principales, radiale (R) et tangentielle (T).
T R).
La plus grande partie des éprouvettes de l’étude a été prélevée dans un disque de turbine basse pression d’un moteur CFM56. Ce type de disque a un diamètre intérieur d’environ 50cm pour un poids d’une soixantaine de kilogrammes.
On peut distinguer deux étapes importantes dans cette étude. La première vise à répondre à certaines interrogations concernant les mécanismes d’amorçage :
Quels sont les effets de l’oxydation sur les particules présentes dans l’alliage (carbures et nitrures) ? A t’elle une influence sur la cinétique d’amorçage sur particules ?
Quels sont les mécanismes mis en jeu et pourquoi assiste on à une transition de site d’amorçage ?
L’amorçage sur particules est-il instantané ?
Des essais d’oxydation et des observations fractographiques d’éprouvettes de fatigue ont été réalisés pour nous permettre d’identifier les mécanismes d’amorçage. Une deuxième série d’essais de fatigue a parallèlement été réalisée sur des éprouvettes de trois tailles de grain différentes :10, 40 et 150 µm. Elle a permis de confirmer l’amorçage préférentiel sur particules pour les faibles tailles de grain et l’amorçage transgranulaire en stade I, pour les tailles de grain importantes. Des essais de traction in -situ ont enfin donné accès à l’évolution de l’endommagement des particules sous chargement monotone.s et cinétique d’amorçage sur particules identifiés, nous avons ensuite développé un modèle de durée de vie qui constitue la seconde étape de cette étude. Ce modèle se décompose en deux étapes : l’amorçage sur particules ou en Stade I et la propagation de la fissure jusqu’à rupture. Dans ce modèle, le nombre de cycles à l’amorçage est le nombre de cycles nécessaire à l’obtention d’une fissure dont la taille est égale à la taille d’une particule (pour un amorçage sur particule) ou à la taille de grain (pour un amorçage en Stade I). Pour permettre la détermination du nombre de cycles de propagation, des mesures de vitesses de propagation sont réalisées. Ces essais sont menés en déformation imposée à chaud avec divers taux de déformation. Ils sont réalisés sur des éprouvettes particulières, qui permettent de suivre sur une face l’évolution d’une très petite fissure (environ 20 à 50 µm) isolée et, sur l’autre face, l’évolution de la population des microfissures amorcées sur particules de carbure. Ces données ont permis de caler le modèle de propagation de petites fissures.
Le modèle proposé présente trois niveaux. Dans un premier temps, un modèle de durée de vie déterministe (D) schématise les deux situations rencontrées à savoir : (1) l’amorçage en stade I sur bandes de glissement intense et propagation en stade II ; (2) l’amorçage sur particules et la propagation en stade II des microfissures ainsi amorcées.
Le second modèle est de nature probabiliste (P1), il est basé sur les histogrammes de tailles des particules. Il donne accès à la transition des sites d’amorçage de particules surfaciques vers particules internes contrairement au modèle précédent. Il donne aussi, en partie, accès aux effets d’échelle. En revanche, ce modèle ne rend compte que de la propagation d’une fissure unique. Il ne permet donc pas de prédire les phénomènes de coalescence de petites fissures ni d’éventuels effets de la répartition spatiale des particules (fibrage, amas).
Enfin un modèle de simulation 2D de type Monte-Carlo (P2) permettant de prendre en compte les effets d’interaction de fissures a été développé. Il est basé sur une distance de coalescence reliée aux tailles de zones plastiques. Pour ce modèle, la répartition des particules peut être simulée ce qui donne, en partie, accès aux effets du fibrage sur la durée de vie en fatigue.
La présentation de ces modèles est complétée, dans la discussion, par une tentative de la prise en compte des effets d’entaille. Ces effets sont ceux rencontrés lors de l’évaluation de la durée de vie des disques. Une méthode de prévision de celle-ci est ainsi proposée et discutée avant de dégager les prolongements à donner à cette étude pour parvenir à une étape plus aboutie
PROPRIETES MICROSTRUCTURALES EN RELATION AVEC L’ELABORATION
L’Inconel 718 ou NC19FeNb (norme AFNOR) est l’alliage à base nickel le plus utilisé pour la fabrication de disques de turbines aéronautiques. Cet alliage a été mis au point en 1959 par Herb EISELSTEIN pour le compte de la société Huntington Alloy Products Division.
Jusque dans les années 1980, le WASPALOY (NC20K14) occupait la majeure partie du marché des superalliages à base nickel dans le domaine aéronautique. En 1978, la crise du cobalt présent en quantité non négligeable dans le WASPALOY a conditionné l’industrialisation de l’alliage 718. Cette industrialisation a permis à l’alliage 718 de devenir le superalliage le plus utilisé actuellement. De par les grandes quantités produites, le coût au kilogramme de cet alliage est de l’ordre de 15 €. La consommation SNECMA Moteurs est comprise entre 500 et 1000 tonnes par an.
Dans cette partie, nous présenterons les différentes caractéristiques microstructurales de l’alliage 718 ainsi que les étapes importantes de l’élaboration d’une pièce.

COMPOSITION ET METALLURGIE DE L’ALLIAGE 718

La composition de cet alliage est présentée dans le tableau 1. L’alliage 718 est produit avec différentes qualités qui dépendent des conditions d’élaboration de l’alliage. L’état standard est celui destiné aux applications les moins critiques. L’alliage PQ (Premium Quality) est utilisé pour la fabrication des pièces critiques telles que les disques.
Elements % Ni C Cr Fe Nb Mo Ti Al
Mini Base 0.02 17.00 15.00 4.75 2.80 0.75 0.30
Maxi Base 0.08 21.00 21.00 5.50 3.30 1.15 0.70
Tableau 1: Composition de l’alliage 718 PQ utilisé pour la fabrication des disques de turbine SNECMA (% en poids).
Une des particularités de cet alliage est sa forte teneur en fer. La présence de fer conduit en plus de l’abaissement notable du prix au kilogramme de l’alliage à un effet sur la précipitation des phases durcissantes. La faible mobilité du fer dans la matrice produit un ralentissement de la cinétique de durcissement. Cet effet sur la cinétique permet une amélioration de la soudabilité de l’alliage. On note aussi dans le tableau 1 la forte teneur en Nb, principal élément durcissant de l’alliage. Ce durcissement est produit principalement par la précipitation de la phase ordonnée γ ″, Ni3 Nb, de structure DO19 . Ces précipités ont une taille moyenne de l’ordre de 200 Å. Le chrome apporte la résistance à l’oxydation de l’alliage. L’aluminium et le titane sont aussi des éléments durcissants par précipitation de la phase ordonnée, γ’, Ni3(Ti,Al), de structure L12. Ces précipités ont, eux aussi, une taille moyenne de l’ordre de 300 Å. Les autres éléments tels que le molybdène sont présents en substitution du Ni dans la phase γ. La figure 9 représente les mailles cristallines de ces différentes phases.
L’axe c de la maille cristallographique de la phase γ’’ étant plus grand que deux fois la taille de la maille de la phase γ, les écarts à la cohérence présents entre ces deux phases contribuent au durcissement de cet alliage. Il en est de même entre les paramètres, a, des phases γ’et γ. La fraction volumique de phases γ’+ γ’’ s’élève à 15 % environ. Les écarts à la cohérence et la formation de parois antiphases sont à l’origine du durcissement de cet alliage. D’autres phases de tailles plus importantes sont présentes, notamment la phase stable de γ’’, δ de structure orthorhombique DOa. La phase δ doit sa présence dans l’alliage 718 à la forte concentration en niobium. Singh & al. [Sing03] ont, par ailleurs, montré sur des alliages Ni-V-Nb que la stabilité de γ’’ ne peut être maintenue pour une concentration de niobium supérieure à 3.5 at% à 850°C dans la structure DO22. Dans le cas de l’alliage 718, une précipitation contrôlée de la phase δ est très utile. La formation de la phase δ au niveau des joints de grain sous forme de fines plaquettes est un frein au grossissement du grain à haute température. A haute température (supérieure à 1050°C), l’alliage est sous forme de solution solide désordonnée γ. La figure 10.a présente une micrographie de l’alliage après un traitement d’hyper trempe réalisé dans diverses conditions. A ces températures, la phase δ n’est pas présente et les joints de grains peuvent migrer facilement. La figure 10.b présente la position des nouveaux et anciens joints de grains après un traitement dynamique à l’aide d’une machine GLEEBLE à 1150°C. Seuls les carbures sont encore présents dans l’alliage pour freiner la propagation des joints de grains.

Table des matières

CONTEXTE DE L’ETUDE
OBJET DE L’ETUDE
DEMARCHE DE L’ETUDE
Partie A:
Propriétés microstructurales
Comportement mécanique
endommagement par
PROPRIETES MICROSTRUCTURALES EN RELATION AVEC L’ELABORATION
2.1. COMPOSITION ET METALLURGIE DE L’ALLIAGE 718
2.2. INFLUENCE DES AUTRES ELEMENTS D’ADDITION
2.3. ELABORATION DE L’ALLIAGE
2.4. MISE EN FORME DE L’ALLIAGE
BIBLIOGRAPHIE
COMPORTEMENT MECANIQUE DE L’INCONEL
3.1. TRACTION
3.2. FLUAGE.
3.3. FATIGUE
3.3.1. Comportement
3.1.2. Durée de vie
3.1.3. Amorçage des fissures en fatigue dans l’alliage 718
3.1.3.1. Amorçage en stade I.
3.1.1.2. Amorçage sur particules
3.1.4. Propagation
3.1.4.1. Propagation de grandes fissures
3.1.1.2. Propagation de petites fissures
BIBLIOGRAPHIE
MECANISMES ET MODELES DE FATIGUE
4.1. L’AMORÇAGE
4.1.1. Amorçage en Stade I
4.1.1.1. Observation et mécanismes d’amorçage en Stade I.
4.1.1.2. Modèles d’amorçage en Stade I
4.1.2. Amorçage sur Hétérogénéités
4.1.2.1. Observation et mécanismes d’amorçage sur hétérogénéités
4.1.1.2. Modèles d’amorçage sur hétérogénéités
4.2. MODELES DE PROPAGATION DE PETITES FISSURES
4.3. MODELE DE DUREE DE VIE
4.3.1. Modèle déterministe
4.1.2. Modèle probabiliste
4.4. COALESCENCE DE FISSURES
BIBLIOGRAPHIE
Partie B:
Matériau, procédures et
expérimentaux
CARACTERISATION MICROSTRUCTURALE DU MATERIAU ET
EXPERIMENTALES
5.1. MICROSTRUCTURE DU MATERIAU DE L’ETUDE
5.1.1. Microstructure du disque de turbine étudié
5.1.2. Analyse de la répartition des particules.
5.1.1.1. Homogénéisation des images et seuillage
5.1.1.2. Analyse de l’image binaire et méthode d’analyse des amas
5.1.1.3. Caractérisation des amas
5.1.3. Traitement Thermique de grossissement de grain
5.2. ESSAIS PRELIMINAIRES
5.2.1. Essais d’oxydation statique
5.2.2. Cartographie des hétérogénéités.
5.3. TRACTION
5.3.1. Traction in-situ
5.3.2. Traction à chaud
5.4. FATIGUE
5.4.1. Essais de comportement
5.1.2. Essais de durée de vie
5.1.3. Essais de propagation
5.1.4. Essais d’interaction de fissures
BIBLIOGRAPHIE
RESULTATS EXPERIMENTAUX – ESSAIS MECANIQUES ET OBSERVATIONS
6.1. DESCRIPTION DU COMPORTEMENT MECANIQUE DU DISQUE.
6.1.1. Comportement en traction
6.1.1.1. Essais à température ambiante
6.1.1.2. Essais de traction à chaud
6.1.2. Comportement en fatigue
6.2. DESCRIPTION DES MECANISMES D’AMORÇAGE
6.2.1. Effet d’une Oxydation statique
6.2.2. Présentation des différents sites d’amorçage
6.1.3. Cinétique et mécanisme d’amorçage sur particules
6.3. DUREE DE VIE
6.4. PROPAGATION
6.4.1. Fractographie
6.4.1.1. Effet de la taille de grain
6.1.1.2. Sous vide
6.1.1.3. Effet de fréquence et de la température sur alliage DA
6.1.2. Mesures de vitesses de Propagation sur répliques.
6.1.3. Mesures de vitesses de propagation à l’aide d’un microscope
(Questar)
6.1.4. Interactions entre fissures
6.1.4.1. Fissures colinéaires
6.1.1.2. Fissures superposées
BIBLIOGRAPHIE