Effets Du Ttas Sur Les Proprietes Du Metal Fondu en Acier

8/18/2019 Effets Du Ttas Sur Les Proprietes Du Metal Fondu en Acier

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EFFETS DU TTAS SUR LES PROPRIETESDU METAL FONDU EN ACIERD. SHIGA(1), A. GOTOH (2), T. KOJIMA

(3), Y. HORII (4) , Y. FUKADA ( 5) ,K. IKEUTI(6) ET F. MATUDA(6)

Une somme d'informations 1/INTRODUCTION sur le TTAS concernaient plus particulière-ien dans l'esprit de l'lIS ment les effets du TTAS sur les propriétés

dont on s'aperçoit que L'application du TTAS aux joints soudés mécaniques du métal fondu en présencepermet de réduire les contraintes rési d'éléments de microalliage tels que Nb ou-essentiel avait déjà été duelles, d'adoucir la zone trempée, d'amé- V provenant de la tôle de base sous l'effet

ublié dès 1985. liorer la microstructure et de réduire la de la dilution (2-1, 2-2). En général, lesteneur en hydrogène, ce qui favorise propriétés de nombreux assemblages sou-

Et pour ceux qui souhaitent l'obtention de joints soudés ayant d'excel dés peuvent être améliorées grâce au ,ller au fond des choses : lentes propriétés de résistance à la tempé TTAS, mais celui ci n'est pas bénéfique

rature ambiante, de résistance au fluage dans tous les cas. La sensibilité dene bibliographie somp- et de ténacité à la rupture ainsi qu'une l'assemblage soudé aux réactions de dur-ueuse. meilleure résistance à la corrosion et à la cissement par précipitation des éléments

fissuration par corrosion sous tension (cor de microalliage pouvant conduire à unerosion fissurante). Cependant, l'application réduction de la ténacité est également unincorrecte du TTAS, par exemple avec une facteur à prendre en considération.température excessive et une durée de 2/1/1 Duretémaintien plus longue que nécessaireentraîne une réduction de la résistance La Fig. 2.1 montre une relation typiquemécanique et de la tenue au fluage, et une entre la température de TTAS et la duretébaisse de ténacité, par suite d'un grossis- en fonction de la teneur en Nb de métauxsement des précipités et des grains et, fondus obtenus en une seule passe endans certains cas, d'une décarburation de soudage MIG sous forte intensité avec unla ZAT et du métal fondu. L'effet du TTAS apport d'énergie de 2,4 kJ/mm (2-3).

sur les propriétés des joints soudés Lorsque la teneur en Nb dans le métaldépend étroitement de la composition chi- fondu dépasse 0,015 %, la dureté aug-mique aussi bien des aciers de base que mente lors du TTAS et, dans l'intervalle dedes métaux fondus ; il est donc très impor- température de 500°C à 650°C, c'est àtant de connaître les modifications de pro- 600°C que la dureté est maximale. Cettepriétés provoquées par le TTAS. tendance est encore plus nette lorsqu'onLe présent document décrit l'état de la augmente la teneur en Nb dans le métalquestion en se basant plus particulière fondu. En soudage multipasse, la composi-ment sur les publications traitant de l'effet tion chimique varie d'une passe à l'autredu TTAS sur les propriétés des métaux du fait des variations de dilution par lefondus en acier au C Si Mn, aux aciers métal de base. Par conséquent, la duretémicroalliés, aux aciers faiblement alliés de chaque portion de soudure change lorsd'usage courant et aux aciers faiblement du cycle de réchauffage de la passe suivante et les variations de dureté entre lesalliés résistants à la chaleur. Les docu -

cordons subsistent après le TTAS. Les Fig.ments publiés entre 1981 et 1994 sontpassés en revue. 2.2 et 2.3 montrent respectivement leschangements de teneur en éléments de

microalliage dans chaque portion de sou-

2 ACIERS MICRO-ALLIES dure et la répartition de la dureté du métalfondu obtenu en soudage sous flux mesu-2/1 ACIERS POUR CANALISATIONS ETRECIPIENTS À. PRESSIONLes tôles d'acier microallié comportant Nb (1) Technical Research Laboratories, Kawasaki ou V qui sont produites par laminage Steel Co.contrôlé ou par procédés thermoméca- (2) Technical Department, Welding Dev. Kobeco Steel, LTD.niques contrôlés ont été largement (3) Materials and Processing Research Center,employées pour la fabrication des tubes NKK C o.pour canalisations utilisées à basses tem- (4) Steel Research Laboratories, Nippon Steel Co.pératures du fait de leur charge de rupture (5) Iron and Steel Research Laboratories,élevée combinée à une bonne ténacité. La

Sumitomo Metals Industry,LTD.(6) Welding Research Institute, Osaka University

plupart des travaux qui ont été effectués

soudage et techniques connexes Mai-Juin 1996 1 7


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rée dans le sens de l'épaisseur de la pièce(24). Le changement de la valeur maxima-le de dureté dans chaque passe corres-pond bien à la variation de la teneur en Nbet V comme le montre la Fig. 2.4, qui aété établie d'après les résultats des Fig. 2et 3. L'analyse de Nb + 1/ 2 V en abscissesignifie que la contribution de V à la duretéest moitié moindre de celle de Nb comme

indiqué par Shiga et al (2-4). La valeur maximale de dureté dans la zone trempéediminue quand le nombre de passes aug-mente car la teneur en Nb et V diminue.

Avec l'acier sans Nb-V, l'augmentation dela dureté par la précipitation de Ti-CN seproduit un peu comme indiqué à laFig. 2.5, mais le phénomène est assezréduit en comparaison avec le métal fonducontenant Nb et V.2/1/2 Résistance et ténacité sousentailleOn observe un profond désaccord dans la

littérature à propos de l'effet exact du Nbc r Inn nrnnrin+6c rnnraniniicc anrtl■c TAC

mations semblent indiquer que le Nb estbénéfique jusqu'à 0,025 % en poids, maisqu'au-delà de 0,03 % en poids, l'augmenta-tion de 6 y provoque une chute de la ténaci-té. La Fig. 2.7 montre d'une part la ténaci-té d'un métal fondu en soudage multipassecomme mentionné précédemment(Fig. 2.2) dont on a prélevé des éprou-vettes Charpy depuis le centre de la tôlecontenant les seconde, troisième et qua-trième passes, et d'autre part la ténacitédu métal fondu de la passe finale dont ona prélevé des éprouvettes à un endroitsitué à 2 mm sous la surface de la tôle etqui ne contenait que la passe terminale.

Alors que la ténacité du métal fondu àl'état brut de soudage multipasse estpresque la même que celle du métal fondude la passe terminale, la baisse de ténaci-

(2-5, 2-6, 2-7). Les informations données té du métal fondu due au TTAS est trèssur les modifications de la limite d'élastici- importante.té Ac y, et la température de transition duc La Fig. 2.8 illustre la relation entretile-fragile AF après TTAS sont résumées AHv [= vTrs (TTAS) - Hv (brut de soudage)

par Farrar et al (2-8), comme indiqué à la et AvTrs [ = AvTrs (TTAS) - AvTrs ( brut deLin r, I oc +onrianroc olnhaloc vioc infnr -soudage)l(. La valeur de AvTrs augmenteavec AHv, ce qui laisse entendre qu'uneréduction de la ténacité du métal fonducomportant du Nb est étroitement liée audurcissement par précipitation de Nb(CN)qui devient semi-cohérent lors du TTASalors qu'il était cohérent avant le TTAS.

Ainsi donc, pour éviter la baisse de ténaci-té du métal fondu soumis au TTAS, il estimportant d'éviter que sa dureté n'augmen-te .

Lorsqu'on étudie la ténacité sous entaille

du métal fondu après le TTAS, la fragilisa-tion au revenu est également un facteur important. La Fig. 2.9 montre les relationsentre la teneur en Nb et la ténacité d'un


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al fondu obtenu par soudage monopas- la dureté du métal fondu. Comme cela estMIG sous forte intensité avec un apport clairement mis en évidence dans cettenergie de 2,4 kJ/mm (2-9). Les caracté- figure, la vitesse de refroidissement neiques de résilience du métal fondu ten- modifie que très légèrement la dureté dut à diminuer non seulement lorsque la métal fondu, quelle que soit la teneur enur en Nb augmente, mais encore Nb. Ces observations prouvent que la dif-on la vitesse de refroidissement après férence d 'effet entre TTAS avec refroidis-TTAS, en particulier dans le cas de sement par air et TTAS avec refroidisse-oidissements lents (au four). Le fait que ment au four est liée au phénomène de fra-nacité après TTAS du métal fondu gilisation au revenu. D 'autre part, étantende de la vitesse de refroidissement donné que la différence de dureté entret s'expliquer par la fragilisation au reve- l 'état brut de soudage et l'état après TTASLa Fig. 2.10 montre l'effet du TTAS sur (refroidissement par air) varie selon la

soudage et techniques connexes - MaUuin 1996


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METALLURGIE

mécanismes, à savoir la fragilité au revenuet le durcissement par précipitation.

Si la fragilité au revenu est principalement

responsable de l'effet néfaste du TTAS(refroidissement au four) sur la ténacité dumétal fondu, cette ténacité doit être étroi-tement liée à la teneur en Mn dans lemétal fondu. La Fig. 2.11 montre la rela-tion entre la teneur en Mn du métal fonducontenant 0,03 % Nb en poids et les tem-pératures de transition à 50 % de cristalli-nité (1-9). Comme le montre cette figure,la ténacité du métal fondu mesurée aprèsle TTAS (refroidissement par air et refroi-dissement au four) diminue lorsque lateneur en Mn augmente.La Fig. 2.12 montre l'effet de la teneur en

B sur la ténacité du métal fondu avant etaprès TTAS (1-9).Le bore a un effet favorable à l'état brut desoudage en ce sens qu'il améliore la téna-cité, quelle que soit la teneur en Mn. Par contre, l'influence du bore sur la ténacitéaprès TTAS diffère selon la teneur en Mn.Lorsque la teneur en Mn est élevée, par exemple comprise entre 1,61% et 1,73%,le bore tend à favoriser une nette détério-ration par suite de la fragilisation aurevenu.

2/1/3 MicrostructureLa Fig. 2.13 illustre, pour le métal fonduau C-Mn-Nb, l'importance relative dechaque facteur, y compris des transforma-tions microstructurales au cours du TTASqui influent sur les propriétés méca-niques (8). Il est nécessaire d'insister sur lefait que les valeurs relatives des vecteursdépendent de la teneur en Mn et desmicrostructures à l'état brut de soudagetelles que la ferrite proeutectoïde, les pla-quettes de ferrite orientées vers l'intérieur et la ferrite aciculaire.

En ce qui concerne la présence de précipi-tés de Nb(CN), il y a toujours peu depreuves d'examens au microscope optiqueen électronique, malgré la preuve indirectequi indique une nette augmentation de ayaprès TTAS. Le Tableau 2.1 résume lesobservations du Nb(CN) relevées dans lalittérature, décrites par Farrar et al (2-8).Comme le montre ce tableau, de hautestempératures de recuit et des refroidisse-ments très lents sont nécessaires pour produire des précipités de Nb(CN) obser-vables, et cela laisse penser que ce phé-nomène se présente sous la forme d'unepré-précipitation à petite échelle suivied'une croissance selon le mécanisme dematuration d'Ostwald (2-10). En plus de laprécipitation de Nb(CN), d 'autres modifica-tions structurales se produisent durant le


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2/2 ACIERS POUR STRUCTURESOFFSHORE

En général, les structures offshore sontconstruites avec des tôles épaisses enaciers de classes YP330 à YP460 tels queBS4360 GR.50D et GR.60D, et un traite-ment thermique après soudage est effec-tué à une température de 580°C à 600°Cafin de réduire les contraintes résiduelles.Les propriétés exigées des métaux fondussont pratiquement les mêmes que celles àl'état brut de soudage et de bonnesvaleurs de CTOD sont nécessaires à -10°Cdans la région de la Mer du Nord et à+10°C pour le Golfe du Mexique. En géné-ral, un faible apport d'énergie comprisentre 1 et 3 kJ/mm est utilisé en soudage

avec électrode enrobée et en soudagesous flux, afin d'obtenir une ténacité suffi-sante pour les métaux fondus à l'état brut

TTAS. La sphéroïdisation du carbure a étéobservée par beaucoup de chercheurs, demême que la restauration des dislocations2-11, 2-12). Cependant, Hannertz (2-13)ignale que l'ancrage des dislocations par es particules de Nb(CN) peut entraîner unemoindre restauration des dislocations.

2/1/4 Caractéristiques de corrosion

fissuranteLe Sous-Comité «Aciers pour récipients àpression» du Département Matériaux duJapan Pressure Vessel Research CouncilJPVRC) a effectué des essais de corro-

sion fissurante en plus des essais méca-niques et essais de soudabilité afin dedéterminer l'effet des conditions de TTASur les propriétés des aciers thermoméca-

niques ASTM A841 contenant du Nb, encomparaison avec les aciers convention-nels traités thermiquement (2-14).

Les essais de corrosion fissurante sur oints soudés ont été effectués au moyen

d'essais de pliage à 4 points avec courantanodique constant dans l'ammoniaqueiquide contenant du carbonate d'ammo-

nium (NH3 liquide + 5 % NH 4CO2NH 2 ).

Le Tableau 2 montre les résultats de'essai de corrosion fissurante. Des fis-

sures ont été détectées dans l'acier ther-momécanique à l'état brut de soudageainsi que dans l'acier normalisé brut desoudage et soumis à un TTAS à 600°Cous une contrainte de 426 N/mm 2 .

Les fissures observées dans l'acier ther-momécanique ne sont situées que dans lemétal fondu.


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de soudage (2-15, 2-18), mais le soudageavec fil fourré et le soudage manuel avecélectrode enrobée avec apport d 'énergieélevé ainsi que le soudage sous flux avecapport d'énergie supérieur à 5 kJ/mm ontété développés pour améliorer le rende-ment (2-16, 2-17, 2-19, 2-20, 2-22).

2/2/1 Résistance mécanique

La Fig. 2.14 montre l'influence du TTAS(600°C, 2 h) sur les caractéristiques detraction des métaux fondus obtenus avecfaible apport d'énergie (2-15). La Fig. 2-15montre les résultats obtenus en soudagesous flux avec apport d'énergie élevé(2-16). Dans de nombreux cas, la chargede rupture et la limite d'élasticité sont

légèrement réduites par le TTAS, commele montrent les Fig. 1 et 2. La baisse de lacharge de rupture est d'environ 20 MPaquelle que soit la charge de rupture à l'étatbrut de soudage, sauf pour les métaux fon-dus à teneur élevée en titane. La réductionde la limite d'élasticité s'accentue légère-ment avec l'accroissement de la limited'élasticité à l'état brut de soudage. LaFig. 2-16 montre l'effet de la teneur en tita-ne dans le métal fondu sur la limite d'élasti-cité et la charge de rupture après TTAS(2-16). Ces deux valeurs augmententlorsque la teneur en titane croît, sousl'effet du durcissement structural. Les sou-dures G et H de la Fig. 2 ont de fortesteneurs en titane (0,02 % en poids) et leurlimite d'élasticité et leur charge de ruptureaprès TTAS sont supérieures à celles obte-nues à l'état brut de soudage (2-16).L'allongement et la striction ne sont pasnettement influencés par le TTAS (2-15).

2/2/2 Ténacité

Dans le cas des matériaux fondusdu type Si-Mn classique, les valeursde résilience Charpy à l'état brut desoudage diminuent quand l'apport d'éner-

gie augmente. Pour obtenir uneténacité suffisante, on utilise doncun apport d'énergie inférieur à3,0 kJ/mm et un matériau contenantquelques pour-cent de nickel (2-15, 2-16,2-17, 2-18, 2-20). Les Fig. 2.17 et 2.18montrent la ténacité du métal fondu àl'état brut de soudage et après TTASdans les passes de remplissage et lapasse de fond (2-16). La résilienceCharpy diminue avec le TTAS et la baissede ténacité est plus nette dans la passede fond que dans les passes de remplis-sage. La fragilisation de la passe de fondprovient du niobium issu de l'acier debase. Les métaux fondus comportant TiBdonnent des valeurs élevées de résilien-ce Charpy à l'état brut de soudage et


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élevée. La relaxation des contraintes altè-re les caractéristiques de résilience dansla gamme de température de transitioncomme on peut en juger d'après les tem-pératures de transition pour 50 J présen-tées à la Fig. 2.22. On remarque que leprincipal effet du TTAS est de réduire lasursaturation du soluté par la germinationet la croissance de précipités de carbure.

Une étude expérimentale a été effectuéesur des aciers microalliés ASTM A588Grade A et ASTM A572 Grade 50 soudéssous flux, donnant un métal fondu de typeLinde 40B, afin de déterminer les caracté-ristiques de rupture du métal fondu à lafois à l'état brut de soudage et après TTAScomme indiqué à la Fig. 2.23 (2-26). La

ténacité à l'état brut de soudage de cesmétaux fondus est très différente. Nonseulement les caractéristiques de résilien-ce de ces soudures à l'état brut de souda-ge ne sont pas constantes, mais encoreles réponses de ces matériaux au TTASsont différentes. Les auteurs de l'étude enquestion supposent que les différences deréponses au TTAS résultent de différencesdans les variables mineures du processusde soudage, bien qu'aucune de ces diffé-rences n'apparaisse dans les procès-ver-baux de mode opératoire de soudage. Lestendances générales indiquent que la tem-

pérature de transition des soudures estéquivalente ou même supérieure à celledes tôles brutes de laminage et que leTTAS n'améliore pas sensiblement la tem-pérature de transition du métal fondu.

traction du métal déposé à l'état brut desoudage et à l'état détensionné sont pré-sentés à la Fig. 2.21. La limité d'élasticité,la charge de rupture et la dureté du métalfondu à l'état brut de soudage et à l'étatdétensionné augmentent avec la teneur encarbone dans l'intervalle analysé (0,05-0,12 %). Les valeurs mesurées aprèsTTAS sont inférieures aux valeurs corres-pondantes à l'état brut de soudage. Onpeut observer que le principal effet duTTAS est de réduire la sursaturation dusoluté par la germination et la croissancede précipités de carbure.

En ce qui concerne la dureté du métalfondu d'un tube en acier à 3,5 % Ni fabri-qué par procédé UOE (formage en U, en 0

r

) A


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On a étudié l'effet de la teneur en Mn et en 3/ACIERS FAIBLEMENT ALLIES ment des bords (3-3), soudage sous pro-Ni dans le fil d'apport sur la ténacité du RESISTANTSA CHAUD tection gazeuse avec faible écartementmétal fondu de type Ti-B des tubes en des bords (3-3) et soudage sous laitier (4)acier à 3,5 % de Ni fabriqués par le procé- En comparaison avec les aciers non alliés ont été décrites comme étant bainitiquesdé UOE, après traitement de relaxation pour usages courants, les aciers faible- du fait de la présence d'un large domainedes contraintes (2-25). Lorsqu'on utilise un ment alliés résistants à chaud ont une bainitique dans la courbe TRC de cet acier,fil à forte teneur en Mn, la ténacité du trempabilité élevée après soudage, du fait bien que des traces de ferrite polygonalemétal fondu après relaxation des de leurs éléments d'alliage tels que Cr et soient observées dans le cas de bassescontraintes est inférieure à celle mesurée Mo. Par conséquent, le TTAS est un traite- teneurs en carbone (0,02 - 0,03 %) ou deà l'état brut de soudage du fait de la fragili- ment très important pour garantir les pro- refroidissement lent. La microstructure estsation au revenu due à un surcroît de Mn. priétés en service des joints soudés. Les influencée par la teneur en carbone (3-1,Par conséquent, l'emploi du fil d'acier à principaux objectifs du TTAS des joints 3-2) et en azote (3-2). La bainite s'affine et1,6 % Mn - 3,1 % Ni-Ti-B peut donner une soudés sont les suivants : les carbures sont plus importantsténacité élevée au métal fondu obtenu en lorsqu'on augmente la teneur en carbone.1) Stabilisation et amélioration des carac-une seule passe, aussi bien à l'état brut de Le grain d'austénite initiale s'affine à mesu-soudage qu'à l'état relaxé comme le téristiques de traction à haute tempéra re que la teneur en carbone et en azotemontre la Fig. 2.24, bien qu'il soit préfé- ture. augmente (3-2).rable que chaque cordon soit aussi mince 2) Amélioration de la résistance à laque possible afin d'obtenir un métal fondu dégradation due au vieillissement. L'apparition de carbures métalliques dansayant une ténacité élevée pour l'acier à 3) Amélioration de la ductilité et de la téna- les métaux fondus ayant diverses teneurs3,5 % Ni car une grande proportion de cité. en carbone, obtenus en soudage avecstructure à grains fins peut être obtenue 4) Relaxation des contraintes résiduelles.

électrode enrobée, est décrite dans le

sur chaque cordon grâce à la chaleur de la Tableau 3.1.1 (3 1). Comme on peut lepasse suivante. De plus, les conditions I Iexiste de nombreux documents indiquant voir, les carbures observés à l'état brut deoptimales de trempe et de revenu pour le les résultats après TTAS, mais il en existe soudage sont des carbures M 3C riches encycle de chauffage rapide ont été étudiées peu qui décrivent systématiquement les fer, possédant une structure cristalline depour le métal fondu de tubes en acier à effets du TTAS sur les propriétés des cémentite et carbure M 2C riche en molyb-3,5 % Ni fabriqués par le procédé UOE. aciers faiblement alliés résistants à la cha- dène. Les carbures M 3C apparaissentComme le montre la Fig. 2.25, la ténacité leur. Ces quelques études sont passées d'abord aux joints entre les grains et lesdu métal fondu est améliorée par la trem- en revue ci-dessous. lattes, puis ils se répandent à mesure quepe et le revenu, en comparaison avec celle 3/1 MICROSTRUCTURE DU MÉTALla teneur en carbone augmente. Le carbu-mesurée à la fois à l'état brut de soudage FONDU EN ACIER AU Cr-Mo re M2C n'est présent qu'en petite quantité,et à l'état brut de trempe. De plus, la téna- APRES TTAS et un fin précipité aciculaire se dispersecité du métal fondu après trempe et reve- dans la matrice bainite/ferrite.nu est presque constante malgré la tempé- Les microstructures à l'état brut de souda-rature de revenu. Sur la base des études ge du métal fondu en acier à 2,25Cr-lMo I Iconvient d'insister sur le fait que le métalcitées ci-dessus, des tubes conformes aux obtenu par soudage avec électrode enro- fondu obtenu en soudage avec électrodenormes ASTM A671-CF71 et A333 Gr.3 bée (3-1), par soudage sous flux classique enrobée et soumis à un TTAS à 977K/25hont donc été développés. (3-2), soudage sous flux avec faible écarte- peut être divisé en deux types selon la

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teneur en carbone (3-1). Avec une teneur en carbone de 0,02-0,03 %, on n'observeaucune trace de structure bainitique avantle traitement thermique. La microstructureest composée de grains de ferriteéquiaxes avec des carbures métalliquesdans les grains et aux joints de grains. Lesalignements d'austénite résiduelle se trans-forment en carbures et en ferrite. Lorsquela teneur en carbone est comprise entre0,04-0,05 % et 0,12-0,13 %, la micro-structure du métal fondu obtenu en souda-ge avec électrode enrobée n'est modifiéeque par un TTAS à 977K/25h et se pré-sente sous la forme de bainite revenue.Dans les régions possédant une structureen lattes avant le TTAS, la directionnalitéde la structure en lattes est préservée,bien que la morphologie de la ferrite soitaltérée. La ferrite existe sous forme d'ali-gnements d'îlots allongés parallèles lesuns aux autres avec des carbures aux

joints des îlots et dans la matrice ferri-tique. Ces flots sont nettement plus largesque les lattes à partir desquelles ils sesont formés, produisant ainsi une micro-structure grossière.

Comme le montre le Tableau 3.1.1 (3-1),après le TTAS à 977K/25h, on peut trou-ver M7C 3 , M23 C6 et M6C dans tous les


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les métaux fondus plus chargés en carbo-ne. Dans le métal fondu à 0,02-0,03 % C,on observe trois morphologies de car-bures distinctes : sous forme d'aiguilles,

de précipités massifs et de liserés. Ilsemble que les aiguilles soient du M 2Cayant précipité dans la ferrite polygonale.Les précipités massifs sont composés deM 7 0 3 , M23 C6 ou de M 6C, selon leur empla-cement. M 70 3 et M 23 C6 n'apparaissentque dans la bainite, tandis que M 6C appa-raît dans les deux constituants, Les liseréssont composés de M 2C ayant précipitédurant le refroidissement à l'interfaceentre la ferrite polygonale nouvellementformée et l'austénite

Dans les métaux fondus à teneur en carbo-ne comprise entre 0,04-0,05 % et 0,12-0,13 %, les carbures M 70 3 et M6C appa-raissent de manière prédominante dans lamatrice et M 23 C6 .aux joints entre lesgrains et les lattes. La majorité des car-bures sont sphéroïdaux, quel que soit leur emplacement.

La microstructure du métal fondu conte-nant 0,08-0,09 % C soumis à un TTAS à908K/25,5h conserve de nombreusescaractéristiques de la microstructure àl'état brut de soudage. Comme indiqué auTableau 3.0.1 (3-1), de fins carbures aci-culaires ayant précipité dans la matrice deferrite sont identifiés comme étant M 2C.Ces carbures sont généralement considé-rés comme étant les principaux agents derenforcement de la résistance au fluage del'acier 2,25Cr-lMo. Des carbures de beau-coup plus grandes dimensions qui étaientpour la plupart des carbures M 23 C6 préci-pitent aux joints entre les lattes et lesgrains d'austénite initiale.

On a étudié l'influence de la teneur enazote sur la microstructure du métal fonduen acier à 2,25Cr-lMo obtenu en soudagesous flux, pour des teneurs en azote corn-

étaux fondus à teneur en carbone au de soudage, étant donné que le M 2C qui prises entre 0,004 et 0,032 % (3-2). L'aug-oins égale à 0,04-0,05 %, ainsi qu'un se forme dans la ferrite au cours du reve- mentation de la teneur en azote renforcerbure M 2C dans l'acier à 0,02-0,03 % C. nu persiste jusqu'à ce qu'il soit remplacé la précipitation de CrN pendant le TTASeci est en bonne concordance avec la par le M 6C, comme indiqué par Baker et à 883 K et 963 K, améliorant ainsi laquence de carbures proposée par Baker Nutting (3-5). Dans le métal fondu conte- ténacité.Nutting (3-5). Pour les trois métaux fon- nant 0,02-0,03 % C et le métal fondu On a étudié au microscope électronique

us les plus chargés en carbone présen- contenant 0,12-0,13 % C, des carbures par transmission la microstructure dus au Tableau 3.0.1, le TTAS à 977K/25h liés entre eux se forment : les carbures métal fondu d'un assemblage en acier ermet d'éliminer toute trace de M 3C et de M6C et M 2C apparaissent ensemble dans 3Cr 1,5Mo-0,1V (acier au Cr-Mo modifié

M2C dans la bainite qui est généralement le métal fondu à 0,02-0,03 % C et les car- par microalliage) soudé par faisceauonsidérée comme le principal agent de bures M23 C6 et M6C apparaissent dans le d'électrons, afin d'améliorer sa résistancenforcement de la résistance au fluage de

métal fondu à 0,12 0,13 % C.à haute température et sa résistance à la

cier 2,25Cr-lMo. La persistance de M 2C fragilisation par l'hydrogène (3-6). Le métalans la microstructure à 0,02-0,03 % C Les morphologies des carbures observées fondu à l'état brut de soudage représenteeut être due à la présence de ferrite poly- dans le métal fondu à 0,02-0,03 % C sont une microstructure bainitique typique enonale dans la microstructure à l'état brut très différentes de celles observées dans plaquettes avec une forte densité de dislo-

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cations. On observe des films fins et du métal fondu obtenu en soudage TIG estétroits d'austénite résiduelle entre les pla- composée d'une matrice de martensitequettes bainitiques. Après TTAS à non revenue (cd, de ferrite (d) le long des963K/5h, la microstructure du métal joints de sous-grains de solidification initia-fondu devient de la bainite entièrement le, et de carbures métalliques (3-7). La fer-revenue. rite est enrichie en éléments alphagènes

Dans de nombreuses applications indus- (Cr, Mo, V et W) comparativement à latrielles, les aciers inoxydables à 12Cr-1 Mo martensite. Les régions de joints de grainssont considérés comme des alternatives de solidification dépourvues de ferrite sontaux aciers inoxydables austénitiques. A également enrichies avec les mêmes élé-l 'état brut de soudage, la microstructure ments en comparaison avec le noyau des

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sous-grains de solidification. Un TTAS à873K a entraîné un ° adoucissement ° desprofils de ségrégation établis durant lasolidification, à la fois le long des jointsdes sous-grains de solidification et auxinterfaces ferrite-martensite. Les carbures,essentiellement M 23 C6 riches en Cr, sontconcentrés le long des joints de sous-grains riches en Cr et Mo. Le TTAS influepeu sur la nature ou la répartition des car-bures.

3/2 RÉSISTANCE, DURETÉ ETTÉNACITÉ La Fig. 3.1 montre des exemples typiquesde profils de dureté d'assemblages enacier 2,25Cr-lMo soudés sous laitier (3-4).Le TTAS réduit la dureté du métal fondu etde la zone affectée thermiquement. Les

variations de dureté suivent les caractéris-tiques de résilience Charpy V. La Fig. 3.2indique que la ténacité du métal fondu etde la zone affectée thermiquement sontaméliorées par les traitements thermiquesaprès soudage.Les cuves de réacteurs chimiques de forteépaisseur utilisées pour l 'hydrotraitementde l'huile lourde doivent satisfaire à desexigences de propriétés mécaniquessévères pour le métal de base et le métalfondu en acier à 2,25Cr-lMo. Par exemple, en ce qui concerne la ténacitésous entaille pour les soudures de forteépaisseur, une énergie de rupture Charpyaprès TTAS de 54 J à -40°C est spécifiée.Pour satisfaire à une telle exigence, uneamélioration de la ténacité grâce à une

addition d'azote a été proposée (3-2). LaFig. 3.3 montre les teneurs totales en pré-cipités et la dureté de métaux fondus sansaddition d'azote et de métaux fonduscontenant de l'azote, en fonction des


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conditions de TTAS. A l'état brut de souda-ge, la dureté du métal fondu avec additiond'azote est supérieure à celle du métalfondu normal. Cependant, après le TTAS,la différence de dureté disparaît presque.Comme indiqué à la Fig. 3.4, la ténacitédes deux métaux fondus augmente aprèsle TTAS et le métal fondu contenant del 'azote présente une meilleure ténacité dufait d'une microstructure fine.

Comme nous l'avons indiqué plus haut,c'est principalement l'acier 2,25Cr-lMo quiest utilisé pour les récipients à pressiontels que les réacteurs d'hydrotraitement.Récemment, un nouvel acier pouvantconvenir pour les procédés de craquagede l'huile lourde et de liquéfaction de là

houille est devenu nécessaire. A cet effet,des aciers modifiés au vanadium tels queles aciers 2,25Cr-lMo-V et 3Cr-lMo-V ontété développés et certains d'entre eux ontdéjà été utilisés dans des applications pra-tiques. Pour ces applications, des produitsconsommables pour le soudage ont égale-ment été développés. Des travaux sur ledéveloppement de ces produits ont étépubliés (3-8, 3-9). Le mécanisme de ren-forcement du métal fondu est lié aux préci-pités fins qui proviennent de l'additionsimultanée de V et Nb. Les Fig. 3.5 (3-8)et 3.6 (3-9) montrent les relations entreles conditions de TTAS et la charge derupture. Ces métaux fondus ont des carac-téristiques de traction supérieures à cellesdes métaux fondus conventionnels.

3/3 CARACTÉRISTIQUES DE FLUAGE

L'acier 9Cr-1 Mo modifié est largement utili-sé pour les chaudières de centrales deproduction d'énergie. En plus de cetteapplication, étant donné que cet acier représente l'un des choix possibles pour laconstruction de générateurs de vapeur deréacteurs surrégénérateurs rapides, denombreuses recherches sur les propriétés

du métal fondu ont été effectuées. L'uned'elles concerne les effets des teneurs enazote, du TTAS et du mode opératoire desoudage sur les caractéristiques de ruptu-re par fluage (3-10). La Fig. 3.7 illustrel 'effet du TTAS sur la résistance au fluagede métaux fondus en acier 9Cr-1 Mo modi-fié, obtenus en soudage TIG. La résistanceau fluage du métal fondu à l'état brut desoudage est supérieure à celle du métalfondu traité thermiquement après souda-ge. A partir de ces résultats, la résistanceau fluage est reliée à la charge de ruptureà la température ambiante.

Une autre étude détaillée a été effectuéeafin de déterminer les effets de la teneur en carbone et du TTAS sûr la résistance à

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METALLURGIE

la rupture sous contrainte du métal fonduen acier 2,25Cr-lMo (3-1). La Fig. 3.8montre le comportement à la rupture souscontrainte du métal fondu en acier 2,25Cr-lMo obtenu en soudage avec élec-trode enrobée en fonction du paramètrede revenu. En général, la résistance à larupture diminue lorsque le paramètre derevenu augmente. Cette figure illustre lefait que le métal fondu ayant le paramètrede revenu le plus faible (P< 32,0) présentela résistance à la rupture sous contraintela plus élevée. Cependant, cet avantagedisparaît rapidement lorsque le paramètrede Larson-Miller augmente. Dans cettefigure, les paramètres de revenu et deLarson-Miller sont calculés suivant l'échelle

de Fahrenheit.Le comportement au fluage des souduresen acier à 2Cr-Mo exécutées sur des réci-pients à pression en acier à 1/2CrMoV aété étudié (3-11). La Fig. 3.9 montre lavariation de la déformation avec le tempspour des soudures en acier 2Cr-Mo à455 bars et 838 K, d'une part après traite-ment de relaxation des contraintes, etd'autre part à l'état brut de soudage. LeTTAS a été effectué pendant une duréeallant de 2,5 à 3 h, à une températurecomprise entre 948 et 973 K. Comme lemontre cette figure, la déformation dessoudures à l'état brut de soudage estbeaucoup plus rapide que celle mesuréesur les soudures détensionnées ou sur lesportions de tube de base. M.C. Colemanet ses co-auteurs sont arrivés à la conclu-sion que les contraintes résiduelles desoudage augmentent la déformation àl'état brut de soudage.

3/4 CARACTÉRISTIQUES DEFATIGUE

La Fig. 3.10 illustre les possibilités de pré-vision de la durée de vie selon la méthoded'évaluation pour un joint soudé entre

tubes en acier à 2,25Cr-lMo avec et sansTTAS (3-12). Sans TTAS, il a été impos-sible de prévoir la durée de vie dans leslimites d'un facteur deux.

4/EFFET DU TTASSUR LES CONTRAINTESRESIDUELLES

Le TTAS a pour effet non seulement de

modifier la microstructure du métal fonduet de la zone thermiquement affectée,mais aussi de relaxer les contraintes rési-duelles de soudage. Les résultats anté-rieurs montrent que les contraintes rési-duelles diminuent lorsque la températureet la durée de maintien du TTAS augmen-tent, et que l'on peut établir une relationentre la réduction des contraintes rési-duelles et le paramètre de Larson-Miller. IIa également été montré que lescontraintes résiduelles diminuent considé-rablement dans la gamme de 600-650°Cet également autour du paramètre de 18 à19 x 10 3 .

R.H. Leggatta a signalé que le niveau decontraintes résiduelles après TTAS dépendde la direction opposée à l'axe de la sou-dure (4-1). Ainsi, comme le montre laFig. 4.1 qui concerne les répartitions,après TTAS, des contraintes créées par le soudage sous flux sur des aciers auC-Mn-Nb-Al de 50 mm d'épaisseur utiliséspour des récipients à pression, lescontraintes résiduelles dans la directionparallèle à l'axe de la soudure sont plusélevées que les contraintes résiduellestransversales.

L'anisotropie des contraintes résiduellesest la même que celle obtenue avecd'autres conditions de TTAS. R.H.Leggatta a effectué l'essai de relaxationdes contraintes du métal fondu en faisantvarier la température et la durée de main-tien et il a établi une comparaison entre larelaxation de contraintes résiduelles dansla soudure avec différentes conditions deTTAS et les résultats de l'essai de relaxa-tion par rapport à un paramètre deHolloman-Jaffe, voir Fig. 4.2. Lescontraintes résiduelles maximales dans lespanneaux d'essai ont atteint jusqu'à55 N/mm 2 de plus que les contraintesmaximales mesurées après relaxation. Deplus, les contraintes résiduelles maximales

se situent toujours dans la direction longi-tudinale, parallèlement à l'axe de la soudu-re, et les contraintes transversales mesu-rées se situent principalement dans lagamme ± 50 N/mm 2 , et sont insensiblesau traitement thermique.

Les contraintes résiduelles des joints sou-dés dépendent de la géométrie du joint etdes conditions de bridage, et la répartitionoriginale des contraintes résiduelles dansles joints soudés respectifs détermine ledegré d'amélioration de la ténacité aprèsTTAS (4-2). J.G. Blauel et W. Burget ont

effectué des essais CTOD standards sur


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METALLURGIE

des éprouvettes de pliage en pleine épais- en X sur tôle sont comparés aux résultatsleur (60 mm) entaillées d'un seul côté et correspondants obtenus sur tube. Lamé-des éprouvettes CT prélevées sur des lioration de la ténacité est évidente mais la

assemblages de tôles et de tubes enténacité du métal fondu sur tôle est deux

aciers au C-Mn-Nb pour structures offsho- fois supérieure à celle du métal fondu sur re, soudés sous flux en plusieurs passes tube. Ce résultat peut s'expliquer par lesavec électrodes en tandem. Dans la Fig. différences d'effet des traitements ther-4.3 (partie gauche), les résultats fournis miques de relaxation des contraintes suitepar les éprouvettes CT avec préparation à la répartition des contraintes originales

dans la soudure sur tôle ou sur tube. Etantdonné que lors de la fabrication du tube lebridage est plus fort que dans les tôles, onprévoit des contraintes résiduelles plusélevées dans le tube soudé. Au cours dutraitement thermique de détensionnement,les contraintes résiduelles sont réduitespar la déformation plastique, qui est princi-palement limitée au constituant microstruc-tural ayant la plus basse limite d'élasticitéà la température de traitement. Dans lecas du métal fondu en acier au C-Mn, ils'agit de la ferrite aux joints de grains. Dufait des contraintes résiduelles plus éle-vées, au cours du TTAS une déformationplastique plus importante aura lieu dans laferrite aux joints de grains dans la souduresur tube que dans la soudure sur tôle.Ceci accentue la rupture fragile (à faibleténacité) lors des essais CTOD du tube.

Dans la Fig. 4.3 (partie droite), les résul-tats obtenus avec des soudures sur tubemontrent l'influence de la géométrie du

joint sur la ténacité du métal fondu. A l'étatbrut de soudage, les tubes ont donné pra-tiquement les mêmes résultats de ténacitéà la rupture. Après TTAS, les résultatsfournis par les joints en K sont nettementmeilleurs que ceux des joints en X et la dif-férence est de la même grandeur quecelle constatée dans la partie gauche de lafigure, concernant des soudures sur tôleet sur tube. Ce résultat serait dû à un bri-dage plus important du joint en X durant lesoudage comparativement au joint en K,entraînant des contraintes résiduelles plusélevées, plus de déformations plastiqueslocales au cours du TTAS, et donc, de plusfortes probabilités de rupture à faible téna-cité. D'autre part, le bridage des éprou-vettes prélevées sur joints en K peut êtreplus faible que celui des éprouvettes préle-vées sur joints en X du fait de la proximitéd'un matériau de base à faible limite d'élas-ticité sur toute l'épaisseur de l'éprouvettesur un côté du plan de rupture.

5/CONCLUSION

Cette revue d'ensemble sur l'effet du TTASsur les caractéristiques de métaux fondusen aciers au C-Si-Mn, aciers microalliés,aciers faiblement alliés pour applicationscourantes ou pour applications à hautetempérature a été effectuée à partir desdocuments publiés entre 1981 et 1994.Les conclusions suivantes ont été tirées :

(1)La plupart des documents concernantles caractéristiques du métal fondu en jacier microallié et acier faiblement alliéayant subi un TTAS ont été publiés

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Effets Du Ttas Sur Les Proprietes Du Metal Fondu en Acier

Documents

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