BM5190

Pièces mécaniques soudées
Traitements thermiques et mécaniques
par
Alain MICHEL
Ingénieur CNAM et ESSA
Professeur à l’École supérieure du soudage et de ses applications (ESSA)
1.
1.1
1.2
1.3
1.4
État des assemblages après l’opération de soudage.....................
Rappel sur les effets du cycle thermique vis-à-vis du matériau ..............
Rappel sur la genèse des contraintes résiduelles.....................................
Contraintes et déformations résiduelles générées par le soudage.........
Opportunité de la relaxation des contraintes............................................
BM 5 190 - 2
—
2
—
3
—
6
—
8
2.
2.1
2.2
2.3
—
—
—
9
9
9
2.4
Traitements thermiques sur les ensembles soudés .......................
Traitements en vue de rétablir les propriétés de référence .....................
Traitement thermique de relaxation des aciers ........................................
Traitement thermique de relaxation-adoucissement des aciers non
austénitiques................................................................................................
Traitement thermique des structures en alliages d’aluminium ...............
—
—
10
11
3.
3.1
3.2
3.3
Traitements mécaniques sur les ensembles soudés ......................
Martelage en cours de soudage .................................................................
Relaxation mécanique par étirage .............................................................
Relaxation mécanique par vibrations ........................................................
—
—
—
—
11
11
11
12
4.
4.1
4.2
Traitements thermomécaniques sur les ensembles soudés ........
Redressage par chaude de retrait ..............................................................
Relaxation thermomécanique (méthode Linde) .......................................
—
—
—
12
12
13
5.
5.1
5.2
5.3
5.4
5.5
Traitements de parachèvement des assemblages soudés ...........
Arasage des surépaisseurs et meulage des raccordements....................
Refusion par procédé TIG (141) des pieds de cordons d’angle ...............
Grenaillage de précontrainte ......................................................................
Martelage des pieds de cordons par ultrasons.........................................
Parachèvement et dimensionnement en fatigue ......................................
—
—
—
—
—
—
14
14
14
14
15
16
Références bibliographiques .........................................................................
—
16
L
es modifications locales apportées par une opération de soudage par fusion
font que certains assemblages soudés ne peuvent bénéficier pleinement des
performances élevées qui ont été conférées au matériau de base lors de son
élaboration.
Après un rappel indispensable définissant les modifications potentiellement
observables sur le plan de la métallurgie et des équilibres internes dans les
assemblages soudés, l’auteur décrit les divers traitements thermiques, mécaniques et parachèvements locaux qui sont mis en œuvre dans le but d’améliorer
l’aptitude à l’emploi des constructions soudées.
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BM 5 190 − 1
PIÈCES MÉCANIQUES SOUDÉES
__________________________________________________________________________________________________________
1. État des assemblages après
l’opération de soudage
1.1 Rappel sur les effets du cycle
thermique vis-à-vis du matériau
1.1.1 Cas des aciers non alliés et non trempants
Il s’agit des aciers relevant des sous-groupes 1-1 et 2-1 du
tableau 1 en [BM 5 188], sur lesquels les effets du cycle thermique
de soudage (voir [BM 5 185, § 1.2.1]) se limitent aux modifications
suivantes.
Nota : les principaux sigles employés et leur signification sont regroupés au début de
l’article [BM 5 185].
■ Zone fondue et zone de liaison
■ Durcissement martensitique (ou bainito-martensitique) sous
cordon
Comme représenté sur la figure 1a, un durcissement localisé
sous cordon est quasi systématiquement observable en ZAT d’un
dépôt soudé sur un acier de cette catégorie. L’amplitude du pic de
dureté est principalement fonction de la teneur en carbone de
l’acier, et la largeur de la bande durcie dépend, de son côté, de
l’énergie linéique mise en jeu par le dépôt. Il est important de noter
qu’à l’inverse des aciers C-Mn (groupes 1-2, 1-3, 2-2 et 2-3 entre
autres) pour lesquels il est fréquemment possible d’éviter une transformation martensitique totale grâce à une énergie de soudage suf800
fisante (de telle sorte que ∆ t 500 > valeur critique), les aciers alliés
qui sont très souvent autotrempants (groupes 3-2, 3-3, 5, 7-2, 7-3,
8-2, 8-3, et certains aciers des groupes 11-1 et 11-2) ne peuvent
bénéficier de cet avantage et il y a lieu au contraire de limiter l’énergie afin de limiter l’étendue de la région durcie et fragile. La limitation d’énergie de soudage débouche à l’évidence dans le cas de
joints épais sur la notion de dépôts multipasses qui sont de nature à
générer localement dans la ZAT un traitement naturel de revenu.
Création d’une structure de solidification comportant des grains
dont la taille plus ou moins grossière dépend du mode opératoire de
soudage dans lequel intervient :
— le procédé ;
— la position de soudage ;
— la technique de dépôt : mono ou multipasse et, pour ce dernier
paramètre, la disposition des dépôts dans le chanfrein (régénération
lors du changement de phase au chauffage).
H
Ac3
Le problème essentiel posé par la présence d’une structure de
solidification grossière s’avère être la ténacité de cette région (ZF et
ZL) qui doit normalement faire l’objet d’une vérification au stade de
la QMOS à l’aide d’essais mécaniques de flexion par choc sur éprouvettes entaillées.
Il convient de préciser que certains procédés de soudage opérant
en monopasse sur pièces épaisses (121, 73, 76, et en particulier 72)
font apparaître une fragilité inacceptable à l’état brut de soudage, ce
qui nécessite en principe la réalisation d’une gamme de traitement
thermique après soudage (TTAS) fastidieuse, comportant dans certains cas une double normalisation afin de conférer à la structure
une ténacité convenable.
T
H = f (y)
Tmax = g (y)
y
zone durcie
a
Nota : concernant la classification des procédés de soudage, le lecteur pourra se reporter en [BM 5 185, tableau 1].
■ Zone affectée thermiquement
H
Sauf situation exceptionnelle de pièces très épaisses soudées à
l’aide d’un MOS mettant en œuvre une faible énergie linéique (énergie calorifique transmise à la pièce par unité de longueur de cordon
et par dépôt de soudage), la création d’une structure martensitique
sous cordon est peu probable.
Il s’agit ici des aciers appartenant aux groupes 1-2, 1-3, 2-2, 2-3,
3-x, 5-x, 7-1, 7-2, 8-2, 11-x et 12 (cf [BM 5 188, tableau 1]).
Les effets du cycle thermique sur la structure de la ZF et de la ZL
sont en tout point semblables à ce qui a été dit précédemment et il
n’y a pas lieu d’y revenir.
En ce qui concerne la ZAT, le cycle thermique est à l’origine des
modifications notables suivantes.
BM 5 190 − 2
T
H = f (y)
Ac3
D’un autre côté, et dans le cas de structures en aciers non calmés
et mises en forme par déformation plastique à froid, il y a lieu de
craindre un vieillissement accéléré au voisinage des liaisons soudées dont la fragilité réversible peut être éliminée par un TTAS de
restauration ou à défaut de relaxation tel que défini au § 2.2.
1.1.2 Cas des aciers non alliés ou alliés trempants
martensitiques
H dureté HV
Ac1
TRv
Tmax = g (y)
y
zone adoucie
zone durcie
b
Figure 1 – Effet du cycle thermique de soudage. Répartition
transversale des températures maximales et évolution transversale
de la dureté. Cas des aciers non alliés ou alliés trempants
martensitiques
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Comme précisé en [BM 5 188, § 1.2.3], le critère de dureté sous
cordon se doit d’être pris en compte (tout comme celui de l’épaisseur, celui de la concentration en martensite sous cordon et celui du
chargement en hydrogène) dans l’évaluation de la mise en œuvre
d’un TTAS de revenu/relaxation dont le rôle est évidemment le
suivant :
H
H = f (y)
— garantir l’adoucissement des régions martensitiques de la ZAT
restées en l’état ;
— permettre un abaissement significatif des contraintes résiduelles de traction générées par l’opération de soudage dans la zone
plastifiée (voir § 1.3).
Dans le cas de constructions épaisses ( > 20 mm par exemple)
assemblées en multipasse, le critère de dureté susceptible de prescrire le TTAS de revenu se situe habituellement autour de HV 380.
Ce critère se doit d’être modulé en fonction des variables :
— épaisseur : les faibles épaisseurs ( < 6 mm par exemple) peuvent accepter un critère HV 420 ;
— technique de dépôt : les joints épais mono ou bipasses voient
leur critère abaissé à HV 340 ;
— chargement en hydrogène : les MOS non susceptibles d’introduire de l’hydrogène dans la ZF peuvent accepter un relèvement du
critère (30 à 40 HV par exemple).
T
Trecristallisation
Tmax = g (y)
y
zone adoucie
Figure 2 – Effet du cycle thermique de soudage. Répartition
transversale des températures maximales et évolution transversale
de la dureté. Cas des métaux et alliages durcis par écrouissage
Le TTAS de revenu/relaxation doit s’effectuer selon les modalités
définies au § 2.3.
1.1.4 Cas des métaux et alliages durcis
par écrouissage
■ Adoucissement local par surrevenu des aciers soudés à l’état
trempé et revenu
Dans cette catégorie entrent certaines nuances d’aciers (non alliés
groupe 1, inoxydables austénitiques groupe 9) et d’alliages d’aluminium de corroyage du groupe 1, sur lesquelles le cycle thermique de
soudage se traduit par la création d’une zone affectée dont la largeur est en relation avec l’isotherme de recristallisation et dans
laquelle le matériau a retrouvé les caractéristiques mécaniques de
l’état d’adoucissement maximal (figure 2).
La figure 1b représente l’abaissement local de dureté observable
entre les isothermes TRv et Ac1 de la ZAT. Très fréquemment la différence entre les températures de transformation (Ac1) et de revenu
(TRv) n’excède guère 120 oC, et la largeur de la région adoucie peut
être minimisée par une technique multipasse avec apport calorifique modéré pour chaque dépôt, ce qui permet en principe à la ZAT
de ne pas constituer un point faible en traction à l’ultime. Il convient
de noter que cet impératif devient illusoire en soudage à l’arc de
structures très minces (e < 4 mm environ), sur lesquelles le cycle
thermique peut provoquer une diminution sensible de la résistance
intrinsèque de l’assemblage.
Le traitement approprié en vue d’effacer la zone d’adoucissement
par surrevenu des pièces très minces soudées à l’état traité
demeure finalement le traitement thermique de référence (trempe
et revenu) qui pose par ailleurs les délicats et insolubles problèmes :
— de la stabilité dimensionnelle de la structure lors de l’austénitisation précédant la trempe ;
— des déformations et contraintes résiduelles (génératrices de
fissures voire de rupture) créées lors de la trempe.
À l’évidence, la réalisation d’un traitement de trempe et revenu
après soudage ne peut s’appliquer valablement que sur de petites
pièces compactes sur lesquelles les champs de températures peuvent être supposés homogènes lors du refroidissement au moment
de la trempe.
1.1.3 Cas des aciers inoxydables austénitiques
Comme indiqué en [BM 5 188, § 1.3.6.4], les problèmes provoqués par le(s) cycle(s) thermique(s) de soudage appliqué(s) sur certaines nuances (précipitations de carbures, formation de phase
sigma, mise en solution de carbures de Ti) devraient nécessiter en
toute rigueur la réalisation de TTAS à haute température tels que
hypertrempe après mise en solution ou au contraire traitement de
précipitation (TiC, NbC) qui présentent à l’évidence des risques semblables à ceux exposés au paragraphe précédent sur le plan de la
déformation de la construction et des contraintes résiduelles qui en
résultent.
Dans ces conditions, le seul traitement susceptible de rétablir le
durcissement initial dans la zone affectée demeure l’écrouissage
localisé de tout le volume adouci, dont la mise en œuvre ne serait
envisageable que dans le cas d’assemblages de géométrie simple,
(bout à bout) soumis à un étirage mécanique contrôlé (déformation
imposée) dans un gabarit de conformation. La déformation plastique localisée s’accompagne inévitablement d’un amincissement de
la zone réécrouie.
Le martelage à coup portant effectué sur joints soudés bout à
bout (et arasés) de tôles minces en aluminium ou en cuivre écrouies
constitue l’illustration artisanale qualitative du but recherché.
1.2 Rappel sur la genèse des contraintes
résiduelles
1.2.1 Contraintes résiduelles générées
par plasticité de déformation mécanique
La mise en forme par déformation plastique (pliage, cintrage ou
emboutissage) d’un matériau fait apparaître (figure 3a, b, c ), en fin
du retour élastique qui accompagne la cessation de l’effort (ou de la
déformation), un système de contraintes résiduelles (CR) dont la loi
de répartition dans l’épaisseur soumise à gradient de dilatation est
fonction de la loi de comportement élastoplastique du matériau à la
température de mise en forme.
Il convient de noter à ce sujet que les fibres plastifiées les plus
déformées lors de la mise en forme se trouvent être le siège, après
retour élastique, d’une CR de signe opposé à celle ayant provoqué
la plastification, ce qui conduit à préciser que les surfaces intrados
des tôles pliées, cintrées ou embouties sont en principe tendues
après formage.
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BM 5 190 − 3
PIÈCES MÉCANIQUES SOUDÉES
,,
,,,,
,,,,
,,
,,
e
p
e
Re
e
a
Re
__________________________________________________________________________________________________________
,,
,,,,,
,,,,,
,,,
,,,
Re
σ
ke
b
e
k
limite d'élasticité
p
>
,,
,,,,
,,,,
,,
,,,,
,,
σu1
p
σu2
σ
e
c
ke
σu
retour élastique
fraction d'épaisseur restée à l'état élastique
σu contrainte résiduelle
e moment ultime élastique
p moment plastique
Figure 3 – Évolution des contraintes par plasticité de déformation mécanique
1.2.2 Contraintes résiduelles générées
par plasticité de dilatation thermique
La figure 4 représente une pièce métallique axisymétrique dont la
dilatation thermique est entravée biaxialement (partiellement ou
totalement) par un système extérieur et sur laquelle on effectue un
chauffage homogène dans un domaine de température où le matériau ne fait l’objet d’aucun changement de phase.
1.2.2.1 Pièce à comportement élastique
En admettant un comportement parfaitement élastique, le cycle
thermique génère lors du chauffage un système de contraintes
s’exprimant simplement par :
σr = σθ = – Eα ∆T/(1 – ν)
σz = 0
et :
module d’élasticité du matériau à la température T1 ,
coefficient moyen de dilatation thermique dans
l’intervalle de chauffage ∆T = T1 – T0 ,
ν
coefficient de Poisson du matériau.
Le signe négatif signifie simplement que la pièce est sous un
champ de contraintes (radiale et circonférentielle) de compression.
avec
E
α
z
1.2.2.2 Pièce à comportement élastoplastique parfait
Dans la mesure où le système extérieur est caractérisé par une
forte raideur (ou encore si le chauffage est suffisamment localisé sur
la pièce de façon à générer un gradient radial de température significatif), le critère de plasticité est rapidement atteint (∆T voisin de
80 oC dans le cas d’un acier S235 soumis à un bridage parfait), et la
poursuite du chauffage fait évoluer les contraintes dans la pièce
selon la loi de variation de la limite d’élasticité avec la température
(figure 5a, phase PPc).
Le refroidissement qui succède à la température maximale de
chauffage (Tmax) conduit à une évolution des contraintes selon une
nouvelle loi élastique (figure 5a, phase Er) qui amène l’inversion du
signe de la contrainte et qui intercepte ensuite la loi plastique
(figure 5a, phase PPr), conduisant en cela à un état de tension dans
la pièce à un niveau égal à celui de la limite d’élasticité à la température finale (T0).
1.2.2.3 Pièce à comportement élastoplastique écrouissable
Le comportement élastoplastique écrouissable (l’écrouissage est
supposé cinématique en raison de l’inversion de contrainte au cours
du cycle) modifie sensiblement la loi d’évolution des contraintes
dans la pièce au cours du cycle thermique et, dans la mesure où la
température Tmax est inférieure à la température de recristallisation,
le niveau de la contrainte résiduelle générée après refroidissement
est d’autant plus élevé que le matériau est écrouissable (figure 5b,
phases PEc, Er et PEr). Il y a lieu de noter que dans la mesure où la
température maximale au cours du cycle thermique est supérieure
à celle de recristallisation, la loi d’évolution au refroidissement s’en
trouve modifiée et la contrainte résiduelle abaissée (figure 5b, phases Recr, Er et PEr1).
1.2.2.4 Influence de l’état de contrainte initial
σθ
r
E
Pour un même cycle thermique (chauffage/refroidissement), la
figure 5c montre qu’un état de contrainte initial de tension affectant
la pièce diminue l’étendue du domaine des températures dans
lequel la thermoplasticité intervient (phases PEPTc, EPTr et PEPTr),
alors qu’un état initial inverse (phases PEPCc, EPCr et PEPCr) augmente l’étendue du domaine de plastification, conduisant en cela à
une modification du niveau des CR.
T1
1.2.2.5 Pièce à comportement élastoplastique écrouissable,
initialement écrouie et précontrainte
σr
θ
T0
α
ν
Figure 4 – Contraintes thermiques dans une pièce dont la dilatation
est entravée biaxialement
BM 5 190 − 4
À l’évidence, la figure 5c, sur laquelle est observable ce dernier
cycle thermomécanique (phases PEEPCc, EEPCr et PEEPCr), montre
qu’il s’agit d’une situation préoccupante en raison du niveau très
élevé des contraintes résiduelles produites dans ces conditions. Les
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Re
PPc
R e = Φ (T )
Ec
T0
ε
Tmax
Tpp
Tension
σu = Re
EPE
Recr
Ec
ε
Er
Tmax
T0
T
σ
Re
Tension
Er
Trecrist.
Re
EPP
Compression
Compression
PEc
σ
Re
Er
T
r1
PE
Re
PPr
PEr
σu = Re1
a pièce à comportement élastoplastique parfait
b pièce à comportement élastoplastique écrouissable
PEEPCc
σ
PEPCc
PEPTc
Légende des phases
ε
Tension
EEPC
r
EPCr
EPTr
T0
Re3
EPE
Trecrist.
EPTc
Compression
Re
Re
Re2
Re
Tmax
T
Tr
PEP
r
PC
PE
r
C
EP
PE
E
élastique,
PP
plastique parfait,
PE
plastique écrouissable,
EP
élastique avec précontrainte (C de compression, T de tension),
PEP
plastique écrouissable avec précontrainte (C, ou T),
EEPC
élastique écroui avec précontrainte
PEEPC plastique écrouissable, pièce initialement écrouie et précontrainte
Recr
recristallisation
c
chauffage,
r
refroidissement
Tpp
température de plastification parfaite
Re4
c pièce à comportement élastoplastique écrouissable,
initialement précontrainte et écrouie
Figure 5 – Évolution de la contrainte lors d’un cycle thermique sur une pièce dont la dilatation est entravée
aciers inoxydables austénitiques mis en forme à l’ambiante par
déformation plastique ou par enlèvement de copeaux sont précisément le siège, au voisinage des soudures (entre l’isotherme correspondant à la température de recristallisation et celle de
plastification) de CR élevées, nocives en service sur le plan de la fissuration par corrosion sous tension.
1.2.2.6 Influence du préchauffage
Comme le montre le cycle thermomécanique de la figure 6, le rôle
d’un préchauffage à la température Tpré , effectué de façon homogène sur la pièce (ainsi que sur le système extérieur), permet de
réduire le niveau des contraintes résiduelles, lequel ne peut être
qu’au plus égal à la limite d’élasticité du matériau à Tpré si l’on
considère une pièce dont le comportement est élastoplastique parfait. Sur la figure, le chauffage de la pièce a été conduit à une température Tmax supérieure à celle pour laquelle la limite d’élasticité
du matériau s’annule (Tpp), et l’observation du cycle thermomécanique montre qu’il est nécessaire de préchauffer au voisinage de Tpp
pour que la contrainte résiduelle soit négligeable. Sur aciers ferritiques, cette température est trop élevée ( > 600 oC environ) pour que
cette solution puisse donner lieu à application industrielle. Seuls le
soudage de matériaux intrinsèquement fragiles (fontes à G.L. soudées en homogène par exemple) ou encore le rechargement à l’aide
de produits d’apport à haute dureté font appel à un préchauffage à
Tpp , sous réserve que les dimensions des pièces soient suffisamment faibles pour que l’opération soit techniquement et humainement possible.
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PIÈCES MÉCANIQUES SOUDÉES
__________________________________________________________________________________________________________
∆L
PPc
Ec
Tmax
T0
Tpp
Tpré
T
PPr
Re pré
T0
Ms
Ac1
Ac3
Figure 7 – Courbe dilatométrique d’un cycle thermique
avec changement de phase de l’acier
σx
x
Figure 6 – Influence d’un préchauffage sur l’évolution
de la contrainte
Re
σx = Φ (y )
1.2.3 Contraintes résiduelles générées
par plasticité de transformation
+
−
y
Les matériaux tels que les aciers ferritiques et martensitiques, qui
sont caractérisés par une transformation de phase au chauffage
ainsi qu’au refroidissement, sont le siège d’une discontinuité de
dilatation thermique aux températures de transformation (figure 7),
lesquelles se modifient par hystérésis thermique, et donnent lieu,
selon la vitesse de refroidissement, à une transformation martensitique (γ → α’), partielle ou totale, qui s’accompagne d’une expansion
volumique en rapport avec la concentration en martensite et la
teneur en carbone de l’acier.
En soudage, une telle transformation, qui s’effectue au-dessous
de Tpp (400 à 200 oC environ), s’observe localement en ZAT au voisinage de la ZL, et il en résulte une modification non moins locale
dans la distribution des CR générées auparavant par les phénomènes de plasticité de dilatation, lesquelles s’étendent sur des volumes
de matière considérablement plus importants.
ZF
ZF + ZAT
ZP
ZF zone fondue
ZAT zone affectée thermiquement
ZP zone plastifiée
Figure 8 – Répartition des contraintes résiduelles longitudinales
de plasticité de dilatation. Cas d’un assemblage monopasse
z
1.3 Contraintes et déformations
résiduelles générées par le soudage
1.3.1 Système plan d’un assemblage bout à bout
rectiligne situé sur un axe principal d’inertie
Il convient également d’observer l’important gradient de
contrainte séparant la zone plastifiée (ZP) tendue des zones
comprimées qui la bordent et qui produisent, dans le cas de pièces
minces, un phénomène de voilement dont les ondes constituent à
l’évidence un facteur aggravant sur le plan de résistance de
l’ensemble au flambement sous effort de compression extérieur.
Les figures 9a et b représentent, de leur côté, la répartition des CR
transversales de plasticité de dilatation (σy perpendiculaire au cor-
BM 5 190 − 6
ZPn
+
a
−
σy = Φ (z)
σy
+
1.3.1.1 Contraintes résiduelles
La figure 8 représente schématiquement la répartition des CR longitudinales de plasticité de dilatation (σx parallèle au cordon de soudure) en fonction d’un axe transversal quelconque situé en région
courante d’un assemblage monopasse. En l’absence d’un préchauffage, il y a lieu d’observer que la zone plastifiée (qui s’étend sur la
ZF, la ZAT et le métal de base) est le siège d’une traction dont le
niveau est au moins égal à la limite d’élasticité du métal (ou alliage)
de base.
T
z
ZPn
+
b
−
σy = Φ (z)
σy
+
ZPn
ZPn
zone plastifiée lors de la n e passe
Figure 9 – Répartition des contraintes résiduelles transversales
de plasticité de dilatation. Cas d’un assemblage multipasse
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1.3.2 Système axisymétrique d’un assemblage
bout à bout circulaire d’enveloppes
cylindriques
don de soudure) en fonction de l’épaisseur et en région courante
d’un assemblage multipasse. Quelle que soit la préparation retenue
en vue de l’exécution (chanfrein à simple ou à double ouverture), il
est remarquable qu’un MOS multipasse conduise à la création de
CR de traction sur chacune des peaux des pièces soudées. Le niveau
de contrainte obtenu dépend logiquement de l’autobridage dû à
l’épaisseur, lequel inclut la répartition spatiale des températures,
générée par chacune des passes, qui demeure l’élément déterminant dans la création des zones plastifiées élémentaires.
Il est important de noter qu’à l’inverse d’une préparation à simple
ouverture (chanfrein V) qui est génératrice d’une traction dans la
région de défauts potentiels qu’est la racine, la préparation à double
ouverture (chanfrein X) tend à comprimer cet endroit, minimisant
de la sorte la nocivité de ces mêmes défauts qui se situent par
ailleurs au voisinage de la fibre neutre des éléments.
La réalisation d’un joint circulaire épais par un MOS multipasse
avec rotation continue en cours d’exécution, peut se ramener, sur le
plan de la plasticité de dilatation, à un système thermique axisymétrique sur lequel chacune des zones plastifiées se comporte comme
une frette circulaire. La figure 12 représente, dans le cas d’une soudure sur pièce mécanique épaisse comportant un chanfrein V extérieur à la courbure, la distribution des CR de plasticité de dilatation,
dans les directions méridienne (σz ) et circonférentielle (σθ ) en fonction de l’épaisseur. Il y a lieu d’observer que l’axisymétrie et la raideur de la coque épaisse cylindrique introduisent un état biaxial de
CR de compression à la racine du joint qui s’avère bénéfique en cet
endroit.
Enfin, sur pièces épaisses soudées à l’aide d’un MOS multipasse
et quel que soit le type de préparation, il y a lieu de signaler que les
racines des joints en aciers ferritiques font l’objet d’un effet thermomécanique produit par la déformation plastique due au retrait, dans
un intervalle de températures nocif dans lequel peut apparaître un
phénomène de vieillissement réversible de la zone fondue.
En raison de la courbure d’une part, et de l’axisymétrie d’autre
part, certaines composantes de déformation sont atténuées (P en
particulier) ; en revanche le retrait circonférentiel (Rθ ) est amplifié.
De son côté, le retrait méridien (Rz ) est invariant.
1.3.1.2 Déformations résiduelles
La figure 10 représente schématiquement les trois composantes
de translation observables sur une soudure bout à bout rectiligne
multipasse, à savoir :
— retrait longitudinal (translation RL) de faible amplitude, puisque autobridé ;
— retrait transversal (translation RT) dont l’amplitude est fonction
du MOS (les dépôts nombreux, en passes étroites sont particulièrement déformants de ce point de vue) ;
— retrait dans l’épaisseur (Rz) d’amplitude variable (très souvent
négative, c’est-à-dire traduisant un épaississement au voisinage du
joint), sans conséquence notable sur la fabrication.
Les figures 11a, b et c représentent de leur côté chacune des
trois composantes de rotation visibles sur ce même assemblage
multipasse :
— effet de pliage (rotation P ) de forte amplitude sur préparation
à simple ouverture (les dépôts nombreux, en passes étroites sont
particulièrement déformants de ce point de vue) ;
— effet de serrage (rotation S ) d’amplitude positive ou négative
selon la vitesse de soudage (effet particulièrement gênant lors du
soudage monopasse sur pièces minces) ;
— effet de cintrage (rotation C ) conduisant en principe à un gauchissement de la plaque soudée par suite de l’inversion du cintrage
en cours de soudage et du voilement dans le cas de pièces minces.
z
x
y
RL
RT
Rz
RT retrait transversal
RL retrait longitudinal
Rz retrait dans l'épaisseur
Figure 10 – Les trois composantes de translation observables
sur un assemblage bout à bout rectiligne multipasse
x
P
S
P
S
C
y
C
a
effet de pliage
b
effet de serrage
c
effet de cintrage
Figure 11 – Les trois composantes de rotation observables sur un assemblage bout à bout rectiligne multipasse
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BM 5 190 − 7
PIÈCES MÉCANIQUES SOUDÉES
__________________________________________________________________________________________________________
r
ZPn
1
5
1
σ
σθ
3
2
σz
σ
z
Figure 12 – Répartition des contraintes résiduelles transversales
de plasticité de dilatation d’un assemblage bout à bout circulaire
réalisé axisymétriquement
1.3.3 Système comportant un centre de symétrie.
Influence de la séquence de soudage
Les pièces mécaniques dont la géométrie comporte un centre de
symétrie sont assemblées et soudées en respectant cette symétrie,
et il se pose alors le problème de la séquence de soudage par rapport au centre. Comme précisé dans le paragraphe 1.2.2.4, il
convient en effet d’insister sur le fait que le niveau des contraintes
résiduelles après soudage est influencé par l’état (signe et intensité)
des CR initiales affectant la pièce sur laquelle un cycle de chauffage
doit être réalisé. Les figures 13a et b montrent l’influence de la
séquence radiale de soudage sur un ensemble mécanosoudé tel
qu’un tambour rotatif comportant des flasques raidis par une série
de nervures radiales. Afin de recomprimer les liaisons centrales axe/
flasque et axe/nervures qui sont particulièrement sollicitées en fatigue en service, il importe de commencer par l’exécution de ces soudures, puis de progresser vers la périphérie par les soudures
radiales de nervures et enfin de terminer par les liaisons circulaires
de la jante (figure 13a ).
1.4 Opportunité de la relaxation
des contraintes
Un traitement de relaxation (désigné également par détensionnement) des contraintes doit être envisagé lorsque la structure soudée
est potentiellement soumise à certains mécanismes de ruine dans
lesquels les CR ont une action primordiale, ou lorsqu’une stabilité
dimensionnelle temporaire (en cours d’usinage par exemple) ou à
long terme doit être assurée par la construction.
1.4.1 Rupture fragile
Ainsi que précisé en [BM 5 188, § 1.1 et 1.4], le risque ne concerne
que les aciers ferritiques et martensitiques qui comportent une température de transition de modes de rupture (ductile/fragile), et il doit
être considéré au cours de diverses situations d’études de la structure qui sont principalement :
— le service normal à température minimale (effet d’un vieillissement naturel éventuel) ;
— la sursollicitation lors de l’essai de résistance (en principe à
température ambiante).
La nuance de l’acier mise à part (laquelle introduit le cas échéant
une éventuelle fragilisation de la ZAT en cours de soudage), c’est le
paramètre épaisseur qui doit être considéré ensuite pour décider de
BM 5 190 − 8
σ
5
3
4
4
a
2
b
Figure 13 – Influence de la séquence de soudage (numérotée 1 à 5)
d’un flasque de tambour rotatif
l’opportunité de la relaxation des CR. En l’absence d’une analyse
rigoureuse du risque selon l’un des documents présentés en
[BM 5 188, § 1.4.2], les dispositions suivantes peuvent être retenues
en première approximation :
Groupes 1-1, 2-1
Groupes 1-2, 1-3, 2-2, 2-3, 3-1, 7-1
Groupes 3-2, 7-3
Groupes 3-3, 5-1, 7-2
Groupes 5-2, 5-3, 8-x, 11-x
: épaisseur
: épaisseur
: épaisseur
: épaisseur
: épaisseur
>
>
>
>
>
40 mm
30 mm
20 mm
10 mm
4 mm
Nota : les épaisseurs indiquées sont celles mesurables dans le plan de joint (gorge du
cordon dans les assemblages d’angle).
1.4.2 Fissuration par corrosion sous tension
Il s’agit principalement de cas d’espèce connus dans lesquels sont
associés un matériau, un milieu et une température ; par exemple :
— aciers ferritiques/solutions caustiques/ > 80 oC ;
— aciers ferritiques/solutions de nitrates (calcium, ammonium)/
> 100 oC ;
— aciers au C-Mn ou faiblement alliés/H2S/ambiante ;
— aciers HLE/ammoniac/ambiante ;
— aciers inoxydables austénitiques/solutions chlorurées, fluorées ou caustiques/chaud ;
— alliages d’aluminium 2xxx, 7xxx, T6/solutions chlorurées/
ambiante.
Dans de telles situations, la relaxation est impérative en toutes circonstances.
1.4.3 Endommagement par fatigue
Dans la mesure où l’accident de forme endommageant se trouve
initialement sous contrainte résiduelle positive (tension), le rapport
de charge (R = σmin/σmax) s’en trouve augmenté et la tenue en fatigue diminuée. En conséquence, et sauf cas exceptionnels (tel que le
cas présenté au § 1.3.2) ou parachèvement par introduction de précontraintes favorables après soudage, il est conseillé de relaxer les
contraintes dès lors que l’autobridage dû à l’épaisseur s’avère suffisant pour générer un niveau de CR nocif. En première approximation (c’est-à-dire en l’absence d’une justification par calcul en
fatigue de la structure) et en se limitant aux MOS classiques (1xx)
sur aciers, les épaisseurs limites à considérer seraient :
— pour un endommagement perpendiculaire au cordon de
soudure : épaisseur > 10 mm ;
— pour un dommage en pied de cordon ou à la racine :
épaisseur > 30 mm.
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1.4.4 Instabilité dimensionnelle
Les pièces mécaniques soudées font généralement l’objet d’un
usinage après assemblage et doivent par ailleurs offrir une stabilité
dimensionnelle en service.
Selon la morphologie de la pièce, et en fonction de la position des
surfaces usinées par rapport aux soudures de constitution, l’enlèvement de matière lors des opérations d’usinage est susceptible de
provoquer une relaxation partielle des CR de soudage et de mise en
forme, conduisant en cela à des déformations perceptibles de la
pièce, souvent incompatibles avec les tolérances requises (planéité,
parallélisme, concentricité...).
Par ailleurs, et même si l’usinage à l’état brut de soudage s’avère
compatible avec les tolérances requises, il convient de noter que le
premier chargement exercé sur la structure peut être de nature à
provoquer une déformation plastique localisée en un endroit où les
CR se trouvent déjà au voisinage de la limite d’élasticité du matériau
conduisant lors du retour élastique à une déformation résiduelle.
Enfin, certains matériaux tels que les alliages d’aluminium, les
aciers inoxydables austénitiques et le titane non allié font l’objet d’un
fluage à température ambiante sous une contrainte même inférieure
à la limite d’élasticité de l’alliage. Cette situation conduit naturellement la structure soudée à une relaxation naturelle dans le temps.
C’est précisément dans le but d’écarter ces modifications dimensionnelles intempestives, lors de l’usinage ainsi qu’en service, que
les traitements de relaxation tels que décrits au § 2.2 sont réalisés.
2. Traitements thermiques
sur les ensembles soudés
2.1 Traitements en vue de rétablir
les propriétés de référence
Ces traitements sont quelquefois désignés par « traitements thermiques de qualité ». Les propriétés concernées sont les caractéristiques mécaniques et physico-chimiques.
2.1.1 Traitements thermiques concernés
Les traitements thermiques entrant dans le cadre de ce paragraphe sont les suivants :
— aciers des groupes 1-x, 2-1, 2-2, 7-1 et 11 (certaines nuances) :
normalisation ;
— aciers des groupes 3-x, 5-x, 7-2, 7-3, 8-2 et 11 (certaines
nuances) : normalisation et revenu ou trempe et revenu ;
— aciers des groupes 9-1, 9-2, 9-4 et 10 : mise en solution et
hypertrempe ;
— aciers des groupes 7-4, 8-3 et 9-3 : mise en solution, hypertrempe et durcissement par précipitation ;
— alliages d’aluminium des groupes 2-x et 3-x : mise en solution,
hypertrempe et durcissement par précipitation.
La définition des différents traitements est donnée dans le fascicule de documentation AFNOR FD A02-012.
Ac3 + 50 oC pour la normalisation et la trempe des aciers ;
1 050 à 1 150 oC pour l’hypertrempe des aciers austénitiques et
austéno-ferritiques ;
450 oC (7020) à 530 oC (2219 et 6xxx) pour l’hypertrempe des
alliages d’aluminium.
Par ailleurs, ces traitements nécessitent un refroidissement rapide
(trempe et hypertrempe notamment) qui induit à l’évidence une
hétérogénéité de températures d’autant plus importante que
l’ensemble soudé est constitué d’éléments d’épaisseurs différentes
et que les dimensions de l’ensemble font que son refroidissement
n’est pas instantané.
Ces deux aspects induisent des déformations déjà inacceptables
au stade du chauffage, qui s’amplifient ensuite lors du refroidissement, jusqu’à donner lieu à des ruptures lorsque la structure
comporte des discontinuités naturelles (internes ou débouchantes)
dans les joints soudés.
De tels traitements à haute température ne sont finalement envisageables que dans le cas de pièces mécaniques compactes, constituées d’éléments d’épaisseurs semblables (pièces de révolution
épaisses composées de joints bout à bout par exemple).
2.1.3 Avantage du traitement de durcissement
par précipitation
Le durcissement par précipitation, qui se produit à température
modérée pour certains groupes d’aciers (450 à 720 oC) ou d’alliages
d’aluminium (140 à 190 oC), offre l’avantage évident d’une réalisation aisée du traitement de durcissement après l’exécution des travaux de soudage, lesquels peuvent avoir lieu sur un matériau
hypertrempé qui présente alors un état de ductilité maximale,
s’accompagnant quelquefois d’une meilleure soudabilité.
Les déformations modérées qui résultent de ces traitements sont
en principe compatibles avec d’éventuelles discontinuités de
conception, ainsi qu’avec les opérations d’usinage de finition.
2.2 Traitement thermique de relaxation
des aciers
2.2.1 Principe de la relaxation thermique
Très schématiquement, la relaxation thermique des métaux et
alliages s’appuie sur deux mécanismes fondamentaux qui sont :
— l’abaissement de la limite d’élasticité en fonction de la
température ;
— le fluage du matériau en fonction de la température, du temps
et du niveau de contraintes résiduelles initiales (en fait, il s’agit plus
précisément de la viscoplasticité, puisque les CR proviennent de
déformations imposées).
L’influence du fluage étant primordiale, et un taux de relaxation
(χ ) pouvant s’exprimer en fonction des niveaux de contraintes initiale (σ0) et finale (σu) par la relation : χ = 1 – σu/σ0 , il est possible
d’étudier au travers du paramètre d’Hollomon :
P = 0,001 T (20 + lgt )
2.1.2 Problèmes posés par l’exécution
des traitements de référence
sur les ensembles soudés
le comportement d’un acier ou d’une famille d’aciers vis-à-vis de la
relaxation thermique. Le graphique de la figure 14 extraite des travaux référencés [1] montre l’aptitude comparée de diverses familles
d’aciers à la relaxation thermique.
Il convient de noter que les traitements de normalisation, de
trempe et d’hypertrempe après mise en solution requièrent un
chauffage préalable à température élevée telle que :
Il y a lieu d’observer, du reste, la corrélation qui existe entre la
résistance au fluage des aciers et l’inaptitude à leur relaxation thermique (en particulier les austénitiques).
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BM 5 190 − 9
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limiter les déformations de soudage). Dans le cas d’une pièce
unitaire, il peut être avantageux de solidariser cette dernière sur un
bâti rigide constitué de profilés dont les épaisseurs sont semblables.
100
i
Ac
A
ci
0
e
A
25
14
400
Temps 5
t (h) 10
20
Ni
es
12
qu
i ti
én
o
i-M
a
2N
s
1
r
ie
Cr
Ac
18
Cr
-
2.3 Traitement thermique de relaxationadoucissement des aciers
non austénitiques
us
t
Ac
ie
50
o
-M
oY
s
18
lié
rs
no
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s
ci
HL
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n
Ac-Mo
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sC
r-M
al
Cr
75
rs
χ (%)
PIÈCES MÉCANIQUES SOUDÉES
24 P
16
18
20
22
500
600
700
800 Température (°C)
P = 0,001 T ( 20 + lg t ) avec T en K et t en h
Figure 14 – Évolution du taux de relaxation
en fonction du paramètre P pour différents aciers de construction.
Résultats expérimentaux
2.2.2 Effets indésirables de la relaxation thermique
2.2.2.1 Cas des aciers non alliés au C-Mn à l’état normalisé
ou équivalent (groupes 1-x et 2-x)
Même sur ces aciers, le chauffage et maintien à température voisine de 600 oC nécessaires en vue d’obtenir un taux de relaxation
appréciable (85 % environ) sont susceptibles de faire apparaître une
diminution des caractéristiques de résistance (Rp 0,2 en particulier) et
un relèvement de la température de transition (TK27) dans le métal de
base. La référence normative [2] permet une évaluation quantitative
des modifications de caractéristiques mécaniques des aciers des
groupes 1-x, 2-1 et 2-2 en fonction du paramètre d’Hollomon.
Il convient de noter en revanche qu’en zone fondue la ténacité est
améliorée par le traitement de relaxation à 600 oC [3].
2.2.2.2 Cas des aciers alliés ou non à l’état trempé et revenu
À l’exception des aciers sensibles à la fragilité de revenu (aciers
au Mo et Mn-Mo par exemple) qui se produit dans la gamme 450
à 550 oC, le traitement thermique de relaxation ne présente pas
d’influence notable sur les caractéristiques mécaniques du métal de
base, pour autant que la température de maintien soit limitée à
20 oC environ au-dessous de celle du revenu après trempe.
En revanche, la zone fondue de soudures sur aciers au Ni pour
basses températures fait l’objet d’un relèvement du TK27 après un
traitement de relaxation à 600 oC.
Ce traitement est également désigné par le terme TTAS. Pour la
plupart des groupes d’aciers définis en [BM 5 188, tableau 1] (1-x,
2-x, 3-x, 5-x, 7-1, 7-2, 8-2, 11-x, 12-x), l’exécution d’un traitement
thermique après soudage assure un double rôle :
— une relaxation partielle des contraintes résiduelles de fabrication (préusinage, mise en forme et soudage) ;
— un adoucissement des structures de trempe (martensitique et
bainitique) éventuellement générées lors du soudage.
Le cas échéant, le traitement thermique permet la restauration
d’un état écroui et éventuellement vieilli, et il peut enfin terminer le
dégazage de l’hydrogène.
2.3.2 Modalités d’exécution du traitement
thermique de relaxation-adoucissement
Dans un contexte de pièces mécaniques soudées, le présent paragraphe concerne délibérément les traitements thermiques réalisés
en fours industriels.
Les modalités d’exécution du TTAS se ramènent à un cycle thermique (figure 15) qui comporte les phases suivantes.
■ Une période de chauffage décomposable elle-même en :
— un échauffement de l’ambiante à 300 oC environ, à vitesse
non spécifiée, dépendante de la puissance du four et de la charge ;
— un échauffement final régulé de 300 oC jusqu’à la température de traitement (T tth ), à une vitesse ( o C/h) n’excédant pas la
valeur de 5 500/emax, avec un maximum absolu de 220 oC/h lorsque
emax < 25 mm [emax représente l’épaisseur (en mm) maximale
observable sur la structure].
■ Un maintien à la température de traitement (Ttth) laquelle
dépend de l’état de l’acier, de l’effet recherché et de la destination de
la construction soudée selon les cas suivants.
T (°C)
500
2.2.2.4 Déformations des pièces au cours du traitement
100
air calme
300
/h
BM 5 190 − 10
400
0 °C
Les pièces élancées donnent lieu, au cours du traitement, à des
déformations telles que flexion, vrillage et voilement dont l’amplitude peut être incompatible avec les surépaisseurs prévues pour
l’usinage final. Afin d’éviter de tels désordres, et lorsqu’il s’agit de
production en petites séries, une précaution élémentaire consiste,
avant traitement, à solidariser les pièces entre elles par soudures
provisoires, de façon à augmenter la raideur du système (noter
qu’une précaution analogue prise lors de la fabrication, permet de
– 22
L’obtention d’un taux de relaxation minimal de 60 % nécessite
une température de maintien de l’ordre de 800 à 900 oC qui s’avère
dangereuse dans le cas des nuances non stabilisées en raison des
modifications structurales susceptibles d’apparaître dans le métal
de base et la zone fondue (formation de carbures et de phase
sigma). Dans le cas de cette famille d’aciers, la relaxation mécanique par déformation plastique est préférable.
xi :
Ttth
ma
600
ma
220 xi :
°C/
h
2.2.2.3 Cas des aciers alliés au Cr-Ni inoxydables
austénitiques
2.3.1 Objet du traitement thermique de relaxationadoucissement
200
0
0
1
2
3
4
5
6
7
8
t (h)
Épaisseur e de la pièce soudée : 20 mm
température à l'intérieur du four mesurée par couple thermoélectrique
température à l'intérieur de la pièce mesurée par couple thermoélectrique
Figure 15 – Exemple d’un cycle de TTAS sur acier non austénitique
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● Cas des aciers normalisés et revenus ou trempés et revenus
(3-x, 5-x, 7-2, 7-3, 8-2, 11) : la température de traitement (Ttth) doit
être limitée à 20 oC au-dessous de celle du revenu après normalisation ou trempe.
● Cas de structures devant satisfaire des impératifs de résistance
mécanique en statique et/ou de résistance à la rupture fragile
(groupes 1-x, 2-x, 7-1, 11) : il convient de déterminer la température
de traitement (Ttth) en tenant compte des indications données par la
référence [2], ce qui conduit à préconiser la température moyenne
Ttth = 570 oC pour les aciers des groupes ci-avant indiqués (les températures relevées sur les pièces ne doivent pas s’écarter de ± 15 oC
de la valeur indiquée).
● Cas de structures uniquement soumises à impératifs de tenue
en fatigue ou de résistance à la corrosion sous tension ou de stabilité dimensionnelle : il est alors préférable de donner la priorité à la
relaxation des contraintes au prix d’une diminution des caractéristiques mécaniques. La température moyenne de traitement préconisée est alors Ttth = 620 oC pour les aciers des groupes 1-x, 2-x et 11.
Le temps de maintien (min) à la température Ttth s’établit sur la
base de : 1,5 emax , pour les épaisseurs n’excédant pas 80 mm et
avec un minimum de 30 min dans le cas de faibles épaisseurs.
■ Une période de refroidissement laquelle est encore décomposable en :
— un refroidissement régulé de Ttth jusqu’à 300 oC, selon des
conditions identiques à celles retenues pour la phase finale de
chauffage, comportant non seulement le maximum absolu de
– 220 oC/h relatif aux épaisseurs modestes, mais aussi un minimum
absolu de – 70 oC/h pour les fortes épaisseurs (> 80 mm) ;
— un refroidissement libre (éventuellement hors du four) de
300 oC jusqu’à l’ambiante.
2.4 Traitement thermique des structures
en alliages d’aluminium
■ Objet du traitement thermique après soudage
À la différence du TTAS sur aciers, le traitement thermique sur
structures soudées en alliages d’aluminium n’assure souvent
qu’une seule fonction, qui peut être selon l’alliage :
— la relaxation des contraintes résiduelles ;
— le recuit de restauration d’un état écroui ;
— la désensibilisation vis-à-vis de la corrosion sous tension.
■ Modalités d’exécution du traitement thermique
Nous limiterons le propos aux deux premiers traitements cités au
paragraphe 2.4.1 qui sont applicables aux alliages de la série 5xxx.
Le cycle thermique comporte :
— un chauffage relativement rapide de l’ambiante à la température de traitement (Ttth) ;
— un maintien en palier, pendant un temps de l’ordre de 1 min
par mm d’épaisseur, à la température Ttth qui est de :
• 320 oC pour une relaxation des contraintes,
• 350 oC pour un recuit de restauration ;
— un refroidissement à l’air calme hors du four depuis Ttth
jusqu’à l’ambiante.
3. Traitements mécaniques
sur les ensembles soudés
3.1 Martelage en cours de soudage
■ Rôle du martelage pendant soudage
Sur pièces épaisses comportant des joints chanfreinés à pleine
épaisseur, le martelage entre passes en cours de soudage présente
un double intérêt :
no
n
lé
te
m
ar
ar
te
n
lé
no
m
m a rtelé
n
n--1
Recr
non
martelé
Figure 16 – Conditions de martelage des dépôts dans un assemblage
soudé multipasse
— la compensation des diverses composantes de déformation de
soudage afin de garantir les tolérances géométriques ;
— la réduction des contraintes résiduelles d’autobridage, permettant en cela la diminution du risque de fissuration à froid sur aciers.
■ Modalités d’exécution
Le martelage pendant soudage s’exécute à l’aide d’un marteau
pneumatique de type burineur, équipé d’un matoir de section rectangulaire à bords arrondis et polis, permettant un écrasement partiel du cordon lors de la fin de son refroidissement. Les essais
effectués dans ce domaine sur aciers C-Mn [4] montrent qu’il est
préférable d’utiliser un produit d’apport à haut Mn, et de pratiquer
l’opération lorsque le dépôt se trouve à moins de 100 oC, afin de
limiter le relèvement de TK27 par suite du vieillissement thermomécanique. De leur côté, les caractéristiques mécaniques de résistance
(Rp 0,2 , Rm) sont améliorées de 20 à 40 MPa environ.
En pratique, le martelage s’effectue sur des dépôts réalisés avec
une faible énergie linéique de soudage (7 à 10 kJ/cm environ), et
avec une durée spécifique de l’ordre de 1 à 2 s/cm de dépôt. Le
début du martelage nécessite de disposer d’une épaisseur de métal
sous-jacente suffisante (> 15 mm environ). Par ailleurs, la forme des
passes dans le chanfrein doit être concave (figure 16) afin d’éviter
des repliures éventuelles et, enfin, ni le métal de base ni la ZAT du
chanfrein ne doivent faire l’objet du martelage.
3.2 Relaxation mécanique par étirage
■ Principe
Ce mode de relaxation, qui s’applique de préférence aux assemblages bout à bout, consiste à imposer un champ de contrainte uniforme orienté dans la direction de la contrainte résiduelle maximale
(figure 17a ) de façon à provoquer une déformation plastique dans
la zone initialement plastifiée par l’effet thermomécanique du soudage.
La figure 17b montre que, dans le cas d’un matériau élastoplastique parfait, il convient d’imposer une déformation ε1 = (Re + σ0B)/E,
pour que la relaxation obtenue soit totale. Toute déformation plus
faible conduit à une relaxation partielle.
■ Applications pratiques
L’importance des efforts à mettre en œuvre fait que ce mode de
relaxation voit son champ d’application limité aux deux types de
structures soudées suivantes :
● Les capacités destinées à recevoir un fluide sous pression
La mise sous pression hydraulique des enveloppes de révolution
soudées constitue une application logique de ce mode de relaxa-
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PIÈCES MÉCANIQUES SOUDÉES
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■ Domaine d’application
Les deux avantages de cette méthode de relaxation sont indiscutablement l’absence d’effets métallurgiques nocifs, quelle que soit
la nature du matériau traité, et l’économie apportée, sur le plan
énergétique, par ce traitement.
σ
σ0A
EPP
Re
σ0A
+
−
−
σuA
En revanche, l’écrêtement des microcontraintes ne peut permettre une relaxation suffisante de façon à prémunir une construction
soudée vis-à-vis de mécanismes endommageants du type de ceux
énumérés au § 1.4, et le champ d’application principal demeure la
stabilisation dimensionnelle des pièces en vue de leur usinage et de
leur service ultérieur.
σuB
Enfin, il y a lieu de ne pas écarter l’effet néfaste du traitement de
vibration, lequel est susceptible d’initier un endommagement en
fatigue dans la structure soudée.
σ0B
σuA
σuB
σ0B
ε2
ε1
ε
εu1
εu2
ZP
b
a
Figure 17 – Relaxation mécanique par étirage. Champ de contraintes
initiales et évolution de ces dernières au cours du cycle
tion. Dans ce domaine, l’enveloppe sphérique, également sollicitée
en tous points et en toutes directions, peut faire l’objet d’une relaxation totale de la totalité des soudures constitutives. De son côté,
l’enveloppe cylindrique ne peut autoriser qu’une relaxation totale
des joints soudés dans la direction circonférentielle.
● Les machines tournantes à grande vitesse
L’épreuve de survitesse (après équilibrage préalable de la pièce)
permet de générer, dans les directions radiale et circonférentielle,
des déformations plastiques nécessaires à la relaxation.
Il est important de noter qu’à l’inverse de la relaxation thermique
la relaxation mécanique par étirage permet un recalibrage naturel
de la géométrie qui est de nature à éliminer les contraintes générées
par les flexions parasites dont l’effet est nocif en fatigue.
3.3 Relaxation mécanique par vibrations
■ Principe
Le lecteur pourra se reporter à la référence [5].
La relaxation par vibrations repose sur la propriété qu’ont les
matériaux de transformer en chaleur, par frottement interne, une
énergie mécanique fournie sous forme vibratoire. Il convient de
noter dès à présent que la relaxation n’intéresse que les contraintes
de second et troisième ordre (désignées également par le qualificatif de « microcontraintes »), observables au niveau du grain (et des
imperfections du réseau cristallin qui le constitue) qui tendent à
s’égaliser au cours de l’opération par suite de l’écrêtement des pics
de microcontraintes.
En pratique, la relaxation consiste à exciter la structure sur l’une
de ses fréquences propres (basses), pendant une durée déterminée
qui correspond à une variation d’énergie d’excitation en relation
avec le frottement interne utilisé dans le réseau pour l’égalisation
des microcontraintes.
■ Appareillage utilisé
L’appareillage le plus courant se compose d’un vibrateur amovible qui est placé sur la pièce à traiter, laquelle est maintenue latéralement et supportée élastiquement. L’équipement est complété par
un appareil de commande et de contrôle électronique, divers accéléromètres piézo-électriques, et un enregistreur multivoie.
BM 5 190 − 12
4. Traitements
thermomécaniques
sur les ensembles soudés
4.1 Redressage par chaude de retrait
■ Principe
La chaude de retrait est une méthode de redressage simple et efficace, consistant à réaliser un chauffage très localisé, soit en peau
(pièces épaisses), soit dans l’épaisseur (pièces minces), conduisant
par thermoplasticité de dilatation à la création d’une contraction de
la région plastifiée lors de son refroidissement. Les composantes de
déformation qui résultent de l’opération sont alors :
— une rotation dans le cas d’un chauffage rectiligne en peau sur
pièces épaisses (figure 18a ) ou d’un chauffage triangulaire vers le
chant de pièces minces (figure 18b ) ;
— une translation radiale dans le cas d’un chauffage ponctuel
localisé sur pièces minces (figure 18c ).
L’efficacité de l’opération réside dans la rapidité et la localisation
du chauffage (*), ainsi que dans le bridage de la zone chauffée,
lequel doit favoriser la création de contraintes thermiques de
compression et éviter sur éléments élancés les phénomènes parasites de flambement.
(*) Ce chauffage nécessite une source calorifique de puissance spécifique suffisante
pour chauffer rapidement mais insuffisante pour porter le métal ou l’alliage à fusion.
Tout comme l’opération de soudage, l’exécution d’une chaude de
retrait se traduit par la création d’une zone affectée thermiquement,
si bien que la température maximale de chauffage pendant le cycle
thermique s’avère d’une importance capitale sur le plan des propriétés mécaniques du matériau.
■ Modalités d’exécution
Le chauffage à la flamme oxyacétylénique et le chauffage par
induction sont les deux moyens industriellement mis en œuvre pour
pratiquer cette opération. Il y a lieu de noter que le second mode de
chauffage est en principe plus adapté pour la réalisation de rotations (pliage) sur pièces épaisses.
Les expérimentations réalisées en laboratoire dans ce domaine
[6] font ressortir que :
— sur aciers au C-Mn (groupe 1-x) ou même aciers à grains fins
HLE (groupe 2-x jusqu’à la nuance S420xx incluse), la température
maximale au cours du cycle peut atteindre 1 000 oC sans pour
autant que les propriétés mécaniques (Re , Rm , TK27) s’en trouvent
modifiées de façon significative, sous réserve toutefois de procéder
à des chauffages localisés en peau (chaudes de rotation) ;
— sur aciers à grains fins HLE (groupe 2-x nuances S460xx et audelà) ainsi que sur aciers trempés et revenus (groupe 3-x), il est
conseillé de limiter le chauffage à 650 oC, même en limitant le chauffage en peau ;
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Source
calorifique
b
a
c
Figure 18 – Redressage par chaude de retrait. Composantes de déformation
σ
EPP
v
Re
σ0A
σu
Arroseur
σ0
εth
ε
σ0B
Brûleurs
a
b
Figure 19 – Relaxation thermomécanique. Mode opératoire, champs de contraintes et évolution de ces dernières au cours du cycle
— sur aciers inoxydables austénitiques (groupes 9-1 et 9-2), le
chauffage peut atteindre la température de mise en solution (1 050 à
1 100 oC) dans le cas des nuances non stabilisées ; pour ces dernières nuances, il est préférable de ne pas chauffer au-delà de 950 oC.
La température maximale atteinte doit être vérifiée à l’aide d’un
appareil de mesure tel que pyromètre à contact, lunette à visée
infrarouge ou crayons à virage coloré.
Le refroidissement doit s’effectuer par convection naturelle en air
calme ; en aucun cas celui-ci ne doit être accéléré par projection
d’eau. Cet artifice n’apporte du reste aucun avantage à l’opération.
4.2 Relaxation thermomécanique
(méthode Linde)
bipasse, et soumises en conséquence au seul autobridage longitudinal (figure 19a ).
En admettant les hypothèses d’un corps élastoplastique parfait et
d’une pièce suffisamment étroite pour que le chauffage puisse être
considéré homogène dans la région comprimée, la dilatation à
imposer à la région tendue doit être égale à :
εth = Re / E = α∆T
d’où :
∆T = Re /(Eα)
Appliqué aux aciers C-Mn, pour lesquels la contrainte résiduelle
Re peut être estimée sur la base de 400 MPa, et le produit Eα voisin
de 2,4 MPa · oC–1, il suffit de réaliser un chauffage localisé à 200 oC
environ pour atteindre la plastification.
■ Mode opératoire
■ Principe
La relaxation thermomécanique consiste à réaliser un chauffage
spécifique des régions comprimées d’un assemblage soudé afin de
provoquer une déformation plastique de la région tendue (zone
plastifiée par l’opération de soudage).
La méthode est parfaitement adaptée aux structures soudées planes et peu épaisses, soudées automatiquement en mono ou
L’appareillage comporte deux rampes de brûleurs oxy-gaz disposées de part et d’autre et à distance optimale (*) de la soudure (rectiligne) à traiter, suivies par une rampe d’arrosage. La puissance de
chauffage ainsi que la vitesse de déplacement de l’appareillage
imposent une mise au point préalable de manière à atteindre la température maximale de 200 oC.
(*) Cette distance requiert l’étude préalable de la distribution des contraintes résiduelles
longitudinales (par diffraction X par exemple).
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BM 5 190 − 13
PIÈCES MÉCANIQUES SOUDÉES
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Il convient de noter que dans la situation courante de pièces de
grandes dimensions, l’autobridage généré par les régions latérales,
demeurées froides, conduit à une plastification des zones comprimées, conduisant en cela à une relaxation partielle du système dans
lequel une inversion des CR s’observe au niveau de la liaison soudée (figure 19b ).
5. Traitements
de parachèvement
des assemblages soudés
Ces traitements sont effectués en vue de l’amélioration de la
tenue en fatigue.
503
501 x
501 x
rc
a arasage
b adoucissement
métal meulé
Figure 20 – Parachèvement par arasage des surépaisseurs
et meulage des raccordements
5.1 Arasage des surépaisseurs
et meulage des raccordements
Pour anodines qu’elles puissent paraître, ces opérations de
ragréage doivent être réalisées avec soin dans le but :
— d’éviter un amincissement excessif des pièces aux abords du
joint ;
— de donner lieu à une striation (de meulage ou de fraisage)
orientée parallèlement à la contrainte principale endommageante
en fatigue ;
— d’éviter la création d’arêtes à angles vifs sortants qui favorisent l’initiation de fissures.
Nota : une classification des défauts dans les assemblages soudés se trouve en
[BM 5 185, tableau 5].
Torche TIG
1 à 1,5 mm
Figure 21 – Refusion par procédé TIG
Amélioration ∆σ à 2.106 cycles
Le raccordement des cordons de soudure avec le métal de
base sous-jacent constitue l’un des sites préférentiels d’initiation
d’endommagement en fatigue, en raison principalement de la variation brutale du contour qui s’y trouve associée ainsi que de la présence éventuelle d’un défaut de forme lié à l’opération de soudage.
Les structures soudées, ainsi que les réparations effectuées sur des
structures endommagées en fatigue en service, soumises à fatigue
intense, doivent en conséquence faire l’objet d’un ragréage afin de
modifier localement le profil des liaisons, l’exécution s’effectuant
par :
— arasage à la meule à disque des surépaisseurs et des caniveaux éventuels (501x) des liaisons bout à bout (figure 20a ) ;
— adoucissement par meulage ou fraisage avec création d’un
rayon de congé suffisant pour éliminer les défauts de forme (501x,
503 et 505) affectant les cordons d’angle des liaisons angulaires
(figure 20b ).
505
rc
rc
100
80
+
+
60
+
+
400
500
+
40
20
+
+
0
200
300
600
700 800
fy (MPa)
Figure 22 – Amélioration des performances en fatigue après refusion
par procédé TIG
5.2 Refusion par procédé TIG (141)
des pieds de cordons d’angle
Il convient de noter que le procédé TIG permet, sous réserve d’utiliser un gaz inerte de haute pureté, de s’affranchir des problèmes
liés à la présence d’hydrogène dans le bain de fusion et qu’il est en
conséquence parfaitement adapté à une opération sur une structure
en acier HLE.
Ce mode de parachèvement consiste à profiter de la forme naturellement concave qu’apporte le soudage par procédé TIG (141) aux
cordons d’angle en particulier, pour l’appliquer in fine en refusion
locale du (ou des) pied(s) de cordons dans les régions où le risque
d’endommagement est prévisible (figure 21).
Il y a lieu de préciser enfin [7] que le gain apporté par la refusion
TIG semble indépendant du nombre de cycles, l’accroissement des
performances en fatigue (gain exprimé en terme de variation
d’amplitude de contrainte ∆σ) pouvant être estimé sur une base
variable selon la limite d’élasticité de l’acier, comprise en première
approximation entre 50 % (S235) et 100 % (S590) (figure 22).
Lorsque la convexité n’est pas excessive, la mise en œuvre
s’effectue habituellement au moyen d’une ligne de fusion sans
apport, en position à plat (ou mieux en gouttière) horizontale, voire
faiblement descendante. En revanche, l’utilisation d’un apport de
métal est nécessaire en présence d’une convexité excessive.
Il va sans dire que le personnel soudeur désigné pour exécuter
l’opération doit posséder la qualification requise.
BM 5 190 − 14
5.3 Grenaillage de précontrainte
Le grenaillage de précontrainte [8] est un procédé d’écrouissage
superficiel à l’ambiante, obtenu par projection sous forte énergie de
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0,5 Rm
Rm
p
σpi
σp0
Figure 23 – Répartition des contraintes résiduelles de grenaillage
selon la profondeur
particules sphéroïdales dont la dureté est, sauf cas particuliers, plus
élevée que celle du matériau constituant la surface à traiter.
La figure 23 représente un exemple de profil de contrainte résiduelle générée par un traitement de grenaillage de précontrainte. Le
profil permet de distinguer quatre valeurs caractéristiques qui sont :
— la contrainte superficielle de compression (σp0) ;
— la profondeur de précontrainte (p) ;
— la contrainte maximale de traction sous-cutanée (σpi).
L’analyse de l’influence des nombreux paramètres de traitement
sur le profil de la précontrainte qui en résulte sort du cadre du présent article, et il ne sera traité dans ce qui suit que de l’application
aux structures soudées.
À l’évidence, la surface des joints soudés doit offrir une géométrie
compatible avec la dimension des particules de grenaillage, de
façon à ce que l’écrouissage ait lieu précisément au point de création du dommage (pied de cordon en l’occurrence). Dans ces conditions, et à l’exception des soudures dont la finition est réalisée par
procédé TIG (141) et qui peuvent ainsi être directement traitées, il
convient de prévoir, dans le cas des autres procédés de soudage, un
parachèvement préalable par meulage permettant de la sorte une
totale efficacité des grenailles sur la surface.
Dans ces conditions, le grenaillage de précontrainte permet
d’améliorer de façon très significative le comportement des liaisons
soudées en fatigue, comme le montre la figure 24. Une amélioration particulièrement intéressante est également observable sur les
structures soumises en service au risque de fissuration par corrosion sous tension.
Il est important de noter en revanche que le grenaillage de précontrainte s’avère totalement inefficace lorsque le site d’initiation
d’endommagement en fatigue correspond à la racine du cordon de
soudure qui ne peut bénéficier de toute évidence de la compression
d’écrouissage, et il convient du reste sur cordons minces d’éviter de
grenailler la surface de ces derniers.
Étendue de contrainte nominale ∆σ (MPa)
Compression
0
400
300
Après grenaillage
de précontrainte
200
Profil amélioré
par refusion
Acier S460
e = 30 mm
Air R = 0,1 10-20 Hz
100
Conventionnelle
50
105
106
107
Nombre de cycles
Figure 24 – Influence d’un parachèvement par meulage
et d’un grenaillage de précontrainte sur la tenue en fatigue
d’assemblages soudés
rc
Figure 25 – Martelage d’un pied de cordon par ultrasons
Variation d'amplitude ∆σ
Traction
--Rm – 0,5 Rm
500
400
4 passes
300
3 passes
200
2 passes
100
1 passe
Il y a lieu enfin de signaler l’existence d’équipements mobiles de
traitement permettant le grenaillage sur site de construction ou
d’utilisation de la structure.
S 275
R=0
Brut de
soudage
40
5.4 Martelage des pieds de cordons
par ultrasons
Il s’agit d’une technique russe relativement récente qui consiste à
promener le long du (ou des) pied(s) de cordons soumis à endommagement potentiel, un outil comportant plusieurs aiguilles alignées, dont les extrémités sont soigneusement arrondies et polies
(figure 25). Les aiguilles sont excitées sous une fréquence de quelques dizaines de kHz à l’aide d’une sonotrode (élément magnétostrictif ou piézo-électrique), ce qui permet de générer à la fois, dans
la région sensible, un écrouissage localisé avec précontraintes
superficielles de compression, ainsi qu’un congé de raccordement
calibré.
105
106
107
Nombre de cycles
Figure 26 – Influence du martelage des pieds de cordons
par ultrasons sur la tenue en fatigue
Comme toutes les méthodes qui consistent à créer des précontraintes de compression, le gain apporté par cette technique sur
la tenue en fatigue est très intéressant dans le domaine des grands
nombres de cycles (endurance) ; il peut atteindre couramment 50 %
(gain exprimé en terme de variation d’amplitude de contrainte ∆σ)
(figure 26).
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BM 5 190 − 15
PIÈCES MÉCANIQUES SOUDÉES
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5.5 Parachèvement et dimensionnement
en fatigue
Malgré les très nombreuses expérimentations apportant la
preuve des gains obtenus en fatigue par l’une des techniques de
parachèvement décrites précédemment, seuls l’arasage des joints
soudés bout à bout et l’adoucissement par meulage de quelques
raccordements de cordons anguleux font l’objet d’une distinction
quant à leur classe de détail au sein de documents récents de
dimensionnement en fatigue.
La raison essentielle pour laquelle les autres modes de parachèvement ne sont pas encore introduits dans les règles de calcul provient de la notion même de qualification du mode opératoire de
parachèvement et de la difficulté liée à la vérification de sa mise en
application sur la construction soudée. Une autre raison tient au fait
que l’amélioration du comportement est d’autant plus importante
que la limite d’élasticité est élevée.
Cet état de fait constitue un sérieux handicap pour le développement des aciers HLE dans la construction de structures soudées
soumises à la fatigue.
Références bibliographiques
[1]
[2]
[3]
DAVID (J.-C.), ROQUES (C.) et BASTIEN (P.). –
Relaxation des contraintes et soudabilité des
aciers. Soudage et Techniques Connexes,
no 7/8, 1965, p. 297-310.
FD A36-200 (éd. juin 1982). – Influence des
TTAS sur les propriétés mécaniques des
aciers pour chaudières et appareils à pression. AFNOR 1982, 15 p.
PRIMOT (L.) et ATTIMONT (J.). – Du traitement thermique après soudage. Cetim Informations no 118, nov. 1990, p. 61-65.
BM 5 190 − 16
[4]
DEBIEZ (S.) et GAILLARD (R.). – Le martelage
des soudures entre passes. Cetim Informations no 118, nov. 1990, p. 58-60.
[5]
RAPPEN (A.). – Traitement par vibration en
vue de réduire les contraintes résiduelles
dues au retrait. Lastechniek, oct. 1972, p. 223233.
[6]
GAILLARD (R.) et PRIMOT (L.). – Les chaudes
de retrait. Cetim Informations no 118, nov.
1990, p. 52-56.
[7]
[8]
SPARFEL (Y.). – L’amélioration de la durée de
vie en fatigue des assemblages soudés parachevés. Soudage et Techniques Connexes,
sept./oct. 1992, p. 29-50.
Applications du shot peening (7e édition) —
Metal Improvement Company, Inc, 83 p.
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