Mécanique de la rupture linéaire élastique

Description du procédé

Le procédé de LPBF est un des procédés de fabrication additive les plus prometteurs pour les matériaux métalliques, notamment parce que les propriétés mécaniques qui en découlent sont excellentes, un faible taux de porosité peut être obtenu et une précision dimensionnelle intéressante est aussi atteignable (Herzog et al., 2016; Wong et Hernandez, 2012). Dans le procédé LPBF, présenté à la Figure 1.1, de fines couches de poudre métallique (20 à 100 􀊅m) sont étendues successivement au moyen d’un système de balais mécanique sur une plaque de fabrication. La poudre est fusionnée, localement, grâce à l’énergie thermique fournie par le faisceau laser. Il existe également un procédé similaire, la fusion sélective par faisceau d’électrons (EBM), où un faisceau d’électrons remplace le faisceau laser afin de fusionner les particules. Les zones à exposer sont définies à partir de tranches déterminées grâce à un modèle 3D de la pièce. Lors de l’exposition au faisceau laser, la température autour de la région exposée outrepasse la température de fusion de l’alliage. La région à l’état liquide, appelée bain de fusion, est fusionnée aux couches précédentes au refroidissement. Le procédé de fusion sélective au laser est réalisé dans une chambre contenant une atmosphère inerte d’argon ou d’azote afin d’éviter la création d’oxydes au sein du composant.

En addition, une nomenclature normalisée est généralement employée concernant les axes dans une machine de fusion sélective au laser. Tel que montré à la Figure 1.1, l’axe X correspond à l’axe de déplacement du balai mécanique, l’axe Y est l’axe selon lequel le flux de gaz inerte s’écoule, alors que l’axe Z correspond à l’axe de déplacement de la plateforme de fabrication. Sans compter les paramètres de la poudre tels que sa composition chimique et sa granulométrie, ce procédé nécessite un choix judicieux de nombreux paramètres tels que l’épaisseur des couches de poudres métalliques, la puissance du faisceau laser, la vitesse du faisceau, le choix du parcours du laser, etc. Alors que l’épaisseur de couches est normalement constante pour la fabrication d’un composant, les paramètres de laser sont également ajustés pour faire certaines régions de la pièce telles que les surfaces supérieures, inférieures, les parois verticales afin notamment de minimiser la rugosité des surfaces. Les cycles thermiques répétitifs imposés lors de la fabrication par LPBF sont à l’origine d’une microstructure et des propriétés spécifiques au procédé qui ont une implication directe sur la vie en fatigue (Rafi et al., 2013). La présente section vise à faire une revue des caractéristiques des pièces obtenues par LPBF susceptibles d’affecter leur tenue en fatigue.

Microstructure

L’approche couche par couche employée dans le procédé de LPBF entraine un grand nombre de cycles de chauffage et de refroidissement rapides lors de la fabrication. Le bain de fusion créé par le faisceau laser est relativement concentré et l’énergie thermique emmagasinée se dissipe rapidement par conduction à travers les couches précédentes (Gusarov et al., 2009; Li et Gu, 2014). Or, la microstructure des matériaux est généralement déterminée par la vitesse de refroidissement et il se trouve qu’elle est extrêmement élevée (plus de 106 oC/s) dans le procédé de LPBF (Li et Gu, 2014; Rafi et al., 2013). Il faut ajouter que les paramètres d’exposition au laser sont généralement sélectionnés afin d’assurer que quelques couches précédentes soient fusionnées de nouveau, ce qui affecte encore une fois la microstructure (Vilaro, Colin et Bartout, 2011). Comme la tenue en fatigue d’un alliage métallique est fortement influencée par sa microstructure, il convient de s’intéresser aux éléments spécifiques au procédé de LPBF.

Pour ce procédé de mise en forme, le refroidissement est extrêmement rapide et les gradients de températures sont fortement différents selon la direction. Ces particularités en termes de transfert thermiques lors de la solidification sont à l’origine d’une microstructure relativement différente de celles des procédés plus traditionnels. En effet, suivant la mise en forme, la microstructure des alliages obtenus par LPBF est souvent caractérisée par une forte anisotropie, tel que l’illustre la Figure 1.2. La Figure 1.2 (a) montre la microstructure suivant la mise en forme et un traitement de recuit de détente selon les plans principaux, soit le plan parallèle à la plaque de fabrication (plan horizontal, XY), et le plan normal à la plaque de fabrication (plan vertical, XZ). À l’état tel que fabriqué, il est possible de distinguer la forme des bains de fusion de manière analogue à ce qui est observé pour le soudage multi passes (traits rouges sur la Figure 1.2 a). À la Figure 1.2 (b) et (c), la microstructure suivant des traitements thermiques distincts, soient, respectivement, un recuit de recristallisation (SR) et une mise en solution (ST).

Une forte anisotropie est notable sur le plan normal à la plaque de fabrication (XZ), les grains étant allongés selon l’axe de fabrication (Z). Différents traitements thermiques peuvent être employés pour réduire l’anisotropie de la microstructure, par exemple, la Figure 1.2 (d) montre que le traitement de pressage isostatique à chaud (HIP pour hot isostatic pressing) est le plus efficace. Les observations concernant l’anisotropie microstructurelle observée pour l’alliage Inconel 625 sont corroborées par quelques études supplémentaires (Criales et al., 2017; Li et al., 2017; Li et al., 2015) et ce, sur différents alliages obtenus par LPBF. Des études portant sur d’autres matériaux font également état d’une microstructure fortement anisotrope pour des alliages tels que l’alliage de titane Ti6Al4V (Rafi et al., 2013; Sallica- Leva, Jardini et Fogagnolo, 2013; Thijs et al., 2010; Vilaro, Colin et Bartout, 2011; Vrancken et al., 2012), l’Inconel 625 (Amato et al., 2012; Li et al., 2015), l’Inconel 718 (Jia et Gu, 2014; Wang et al., 2012) et l’alliage d’aluminium AlSi10Mg (Brandl et al., 2012; Yan et al., 2015).

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Contraintes résiduelles

Un autre phénomène observé lors de la fabrication par LPBF est la formation de contraintes résiduelles importantes causées par les gradients thermiques appréciables lors du refroidissement (Shiomi et al., 2004; Zaeh et Branner, 2010). Le matériau est chauffé à des températures passablement plus élevées que le point de fusion afin de minimiser la porosité (Kruth et al., 2012). Ceci fait en sorte qu’une grande quantité d’énergie doit se dissiper, principalement dans la direction de fabrication. La Figure 1.4 montre le mécanisme par lequel se créent les contraintes résiduelles lors du cycle thermique imposé à la pièce par la fusion au laser. Les contraintes résiduelles observées en LPBF font suite aux importants gradients thermiques engendrés par le chauffage rapide du matériau sur la couche supérieure. La dilatation thermique locale est importante et une zone de déformation plastique en compression est créée puisque le matériau avoisinant, n’étant pas fusionné, restreint l’expansion thermique. Suivant le passage du laser, le refroidissement s’accompagne d’un rétrécissement linéaire de la zone fusionnée et les régions demeurées solides reprennent les efforts engendrés par ce rétrécissement linéaire. Il en résulte des contraintes résiduelles importantes qui causent un effet de fléchissement dans les composants se traduisant par une concavité des pièces. Toutefois, lorsque des supports sont judicieusement employés, les déplacements sont contraints par ces derniers et le fléchissement est minimal.

Comme la superposition de milliers de couches est généralement requise pour obtenir une pièce, les contraintes résiduelles associées à chaque couche se superposent et affectent le composant à fabriquer dans son ensemble. L’emploi de couches plus épaisses semble augmenter les contraintes résiduelles (Mukherjee, Zhang et DebRoy, 2017). Lorsque la pièce est toujours retenue par les supports sur la plaque de fabrication, les contraintes résiduelles observées ont généralement une valeur qui avoisine la limite d’élasticité de matériau (Mercelis et Kruth, 2006). Un exemple de distribution d’amplitude des contraintes résiduelles selon l’axe de fabrication (Z), avant et après le retrait de la plaque de fabrication est présenté à la Figure 1.5. On note que le retrait des composants de la plaque permet de relâcher en grande partie les contraintes, il est accompagné toutefois de distorsions importantes. Afin de diminuer les contraintes résiduelles et éviter les distorsions, différentes approches ont été envisagées, par exemple: réaliser un traitement thermique à l’aide du laser, modifier la stratégie d’exposition du laser et chauffer la plaque de fabrication. Dans l’ensemble, chacune de ses approches permet de réduire les contraintes thermiques; la réduction observée est de l’ordre de 50% (Mercelis et Kruth, 2006; Shiomi et al., 2004). Un traitement thermique de recuit de détente, alors que les composants et la plaque de fabrication sont encore liés, demeure la meilleure façon d’éliminer les contraintes résiduelles tout en évitant les distorsions (Shiomi et al., 2004). De plus, un recuit de détente risque d’être moins couteux étant donné qu’il n’affecte pas le temps machine et requiert plutôt un four, moins dispendieux à opérer, dans lequel plusieurs plaques de fabrication peuvent être traitées simultanément.

Table des matières

INTRODUCTION
CHAPITRE 1 ÉTAT DES CONNAISSANCES
1.1 Caractéristiques des matériaux obtenus par LPBF
1.1.1 Description du procédé
1.1.2 Microstructure
1.1.3 Propriétés mécaniques
1.1.4 Contraintes résiduelles
1.1.5 État de surface
1.1.6 Défauts de fabrication
1.2 Endommagement par fatigue
1.2.1 Courbes de Wöhler
1.2.2 Faciès de rupture par fatigue d’échantillons obtenus par LPBF
1.2.3 Comportement en propagation de fissure de fatigue
1.3 Mécanique de la rupture linéaire élastique
1.3.1 Modes de propagation de fissure
1.3.2 Comportement des fissures longues
1.3.3 Plasticité en fond de fissure
1.3.4 Validité de la mécanique de la rupture linéaire élastique
1.3.5 Mécanismes de fermeture de fissure
1.3.6 Modèles de propagation de fissure
1.3.7 Approche de Kitagawa-Takahashi
1.4 Discussion
1.5 Problématique de recherche
1.6 Objectif de recherche
CHAPITRE 2 LONG FATIGUE CRACK PROPAGATION BEHAVIOR OF INCONEL 625 PROCESSED BY LASER POWDER BED FUSION: INFLUENCE OF BUILD ORIENTATION AND POST PROCESSING CONDITIONS
2.1 Avant-Propos
2.2 Résumé
2.3 Abstract
2.4 Introduction
2.5 Materials and Methods
2.5.1 Specimensmanufacturing and post-processing
2.5.2 Defectanalysis
2.5.3 Tensiletesting
2.5.4 Fatigue crack propagation testing
2.6 Results
2.6.1 Defectsanalysis
2.6.2 Mechanicalproperties
2.6.3 Fatigue crack propagation testing
2.7 Discussion
2.7.1 Defectanalysis
2.7.2 Staticmechanicalbehavior
2.7.3 Crack propagation behavior
2.7.3.1 Resultsoverview
2.7.3.2 Effects of the processing conditions
2.7.3.3 Effect of the build and crack orientations
2.7.4 Summary
2.8 Conclusions
2.9 Acknowledgment
2.10 Annex:Definition of the calibration curve
CHAPITRE 3 LONG FATIGUE CRACK PROPAGATION BEHAVIOR OF LASER POWDER BED FUSED INCONEL 625 WITH INTENTIONNALY SEEDED POROSITY
3.1 Avant-Propos
3.2 Résumé
3.3 Abstract
3.4 Introduction
3.5 Materials and methods
3.5.1 Manufacture, porosity and microstructure analyses of specimenswith intentionally-seededporosity
3.5.2 Porosityevaluationprocedures
3.5.3 Metallography and Microstructure analyses
3.5.4 Tensiletestingprocedure
3.5.5 Fatigue crack propagation testingprocedure
3.6 Results
3.6.1 Porosityevaluation
3.6.2 Microstructure analysis
3.6.3 Tensilemechanicalproperties
3.6.4 Fatigue crack propagation behavior
3.7 Analysis
3.7.1 Effect of laser scanning speed on porosity
3.7.2 Effect of laser scanning speed on the material microstructure
3.7.3 Effect of laser scanning speed on the mechanicalproperties
3.7.4 Fatigue crack propagation behavior
3.8 Conclusion
3.9 Acknowledgement
3.10 Annex
CHAPITRE 4 FATIGUE STRENGTH PREDICTION OF LASER POWDER BED FUSION PROCESSED INCONEL 625 PARTS WITH INTENTIONNALY SEEDED POROSITY: FEASABILITY STUDY
4.1 Avant-Propos
4.2 Résumé
4.3 Abstract
4.4 Introduction
4.5 Materials and Methods
4.5.1 Manufacture of specimens
4.5.2 Characterization of defects
4.5.3 Fatigue testing protocole
4.5.4 Prediction of the fatigue strength
4.5.5 Fatigue strength validation method
4.5.6 Fractography and microstructure analysis
4.6 Results
4.6.1 Fatigue diagrams of LPBF IN625 specimens
4.6.2 Microstructure
4.6.3 Fractographic observations
4.7 Discussion
4.7.1 Finite Life Prediction
4.8 Conclusion
4.9 Acknowledgement
4.10 Annex
CONCLUSION
RECOMMANDATIONS
ANNEXE I INFLUENCE OF INTENTIONNALY-INDUCED POROSITY AND POST-PROCESSING CONDITIONS ON THE MECHANICAL PROPERTIES OF LASER POWDER BED FUSED INCONEL 625
LISTE DE RÉFÉRENCES BIBLIOGRAPHIQUES

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