Département Science et Génie des Matériaux©moires/upload/LATRECHE Mohamed et... · ECOLE NATIONALE SUPERIEURE DES MINES ET METALLURGIE ENSMM-Annaba-Département Science et Génie

Juin 2016

République Algérienne Démocratique et Populaire

Ministère de l’Enseignement Supérieur et de la Recherche Scientifique

ECOLE NATIONALE SUPERIEURE DES MINES ET METALLURGIE

ENSMM-Annaba -

Département Science et Génie des Matériaux

Mémoire de fin d’études

INGENIEUR

Présenté(e) par : - LATRECHE MOHAMED - BOUDJOGHRA ABDESSALEM

Encadré(e) par : - Dr. L .BENDJEDOU

Membres du jury : - Dr. N. MATOUGUI Présidente

- Dr. BELHANI Mehdi Rapporteur

ETUDE DU COMPORTEMENT A LA RUPTURE ET SOUS

SOLLICITATIONS MECANIQUES D’UN JOINT SOUDE

EN ACIER INOXYDABLE SUPER DUPLEX A790 UNS

S32750

REMERCIEMENT

Nous remercions Dieu le tout puissant de nous avoir donné patience, santé et volonté tout au

long de nos études.

Nous exprimons toute notre reconnaissance à Madame Dr. L. BENDJEDOU qui a

parfaitement dirigé notre travail avec une grande efficacité. Nous la remercier pour sa disponibilité

permanente au cours de ces trois mois. Pour cela, nous lui exprimons toute notre gratitude.

Nous tenons à remercier tous les membres du jury à savoir Dr N.MATOUGUI d’avoir

accepté de présider le jury, Dr. BELHANI qui nous a fait l’honneur de traiter et d’évaluer notre

travail.

Nous tenons à remercier Monsieur le chef de département du soudage de l’ENGTP Dr.

LAHWEL de nous avoir accepté au sein de leur département et pour son aide et sa gentillesse.

Nos sincères reconnaissances sont adressées à Mr Y.HIMEUR ingénieur en chef à GTP et

co-encadreur de notre travail pour tout son aide ses conseils précieux. Ainsi, l’ensemble des

ingénieurs du l’ENGTP à savoir Etiguerini, Karim, Ahmed, Rachid, Zafoun et particulièrement

Mlle F.GUENDOUZI pour leur disponibilité et leur gentillesse.

Un grand merci également aux personnels du laboratoire de l’Ecole Nationale Supérieure

des Mines et Métallurgie-Annaba pour leur gentillesse, leur aide et leur disponibilité. Nous citerons

notamment Nadir, Hichem, Mlle Soumia et Mme Hakima.

Nos profonds remerciements sont adressés à tous les enseignants du département SGM qui

nous ont encadré durant notre formation à l’ENSMM.

Enfin nous tenons à remercier nos familles et nos amis pour leurs encouragements.

Dédicace

Au-delà des personnes, des lieux et des temps, je

dédie ce travail avec ma profonde conviction, à

tous ceux qui m’aider le long de mon cursus d’étude

Je dédie ce travail :

À ma petite famille : mes chers PARENTS, et mon

frère AHMED

À ma grande famille : mes oncles et mes tantes et leur

enfants «CH.YASSER, ALI et M.BESMA, MERIEM et

B.HAMEM, FARAH, AMJAD, ARIJE, NOUR,

SALAH, et L.AYA, MOHAMED et tous les autres »

À mes collègues à L’ENSMM et L’EPST D’ANNABA

« HAMZA, 9ANOU, PINOU, BOUNOU, MIMOU, et

mon binôme MOUH …etc.»

Ma Promotion 2015/2016

À mes chers amies « SALAH, SAMI, HOUCIN,

ChOUAIB, TERKOUCE, BACHIR, KHELIFA»

Salem. Bjr

RMA Uno Décima

Dédicace Je dédie ce modeste travail à :

Mon cher papa ABDELOUAHED et ma chère maman FAIZA

qui ont tout donné pour ma réussite.

Mon frère SIDAHMED et mes sœurs FATMA-ZOHRA et

ASMA.

Ma nièce TASNIME.

Mes grands-parents.

Mes oncles, mes tantes et leurs enfants.

Mon binôme SALAM et toute sa famille.

Mes amis d’enfance et tous mes amis et de l’ENSMM.

Toute personne ayant contribué à la réalisation de ce mémoire

et que je ne pourrai jamais les remercier.

Mr. LATRECHE MOHAMED

Résumé :

Notre étude porte sur le comportement sous sollicitations mécaniques, ainsi que le

comportement à la rupture dans le domaine de la transition ductile-fragile d'un tube soudé en acier

inoxydable super duplex de type A790 UNS S32750 selon la norme ASTM destiné à être utilisé

dans des conditions de basses températures, le procédé de soudage utilisé est le soudage TIG ou

GTAW (soudage à l'arc électrique sous gaz avec électrode en tungstène). L'opération de soudage est

suivie d'un contrôle radiographique, une caractérisation microstructurale et mécanique. La

détermination de la température de transition ductile-fragile est faite en utilisant l’essai de

résilience de type Charpy V, suivie d’une observation des faciès de rupture à l’aide d’un

microscope électronique à balayage(MEB).Cette caractérisation permettra une utilisation sûre de

l’assemblage soudé.

Mots-clés : Soudage, comportement mécanique, rupture fragile, résilience, Microstructure, faciès

de rupture.

Abstract:

Our study focuses on the behavior under mechanical stress and the fracture behavior in the

field of ductile-brittle transition of a tube welded stainless steel super duplex type A790 UNS

S32750 ASTM for use in the low temperature conditions, the welding method used is the TIG

welding or GTAW (Gas Tungsten Arc Welding). The welding operation is followed by a

radiographic examination, microstructural and mechanical characterization. The determination of

the ductile-brittle transition temperature is done by using test type Charpy V resilience, followed by

observation of the fracture surface with a scanning electron microscope (SEM) .This

characterization allow safe use of the welded joint.

Keywords: welding, mechanical behavior, brittle failure, resilience, microstructure, fracture

surface.

TABLE DES MATIERES

Introduction générale……………………………………………………………………………... 1

Partie bibliographie

CHAPITRE I : GENERALITES SUR LES ACIERS INOXYDABLES

I. Introduction………………………………………………………………………………………… 3

I.1.aciers inoxydables………………………………………………………………………………… 4

I.2.Système fer-chrome………………………………………...……………………………………... 4

I.3.Système fer-Chrome-Nickel ………………………………………..……………………………. 6

I.4.Influence des éléments d’addition ………………………..…………………………………….... 6

I.5.Principales familles d’aciers inoxydables…………………………………………………………. 8

I.5.1. Les aciers inoxydables martensitiques………………………………………………... 8

I.5.2. Les aciers inoxydables ferritiques…………………………………………………….. 8

I.5.3. Les aciers inoxydables austénitiques………………………………………………….. 8

I.5.4. Les aciers inoxydables austéno-ferritiques (duplex)…………………......................... 8

I.6.propriétés physiques des aciers duplex……………………………………………………………. 9

I.7.propriétés mécaniques des aciers duplex…………………………………………………………. 10

CHAPITRE II : LE SOUDAGE DES ACIERS INOXYDABLES DUPLEX

II.introduction ……………………………………………………………………………………….. 12

II.1.Procédés de soudage…………………………………………………………………………….. 12

II.1.1.Procédé TIG………………………………………………………………….............................. 12

II.1.2.Procédé à arc avec électrode enrobées……………………………………….............................. 14

II.2.les principaux défauts de soudage……………………………………………………………. 15

II.3.Cycle thermique de soudage…………………………………………………………………….. 17

II.4.Soudabilité des aciers inoxydables duplex……………………………….……………………... 19

II.4.1.Solidification et structure des soudures duplex………………………….…………………….. 20

II.4.2.Contrôle de ferrite dans les joints soudés………………………………….…………………... 21

II.4.3.Transformation des phases durant le soudage des aciers duplex………….…………………... 23

II.5.Traitements thermiques des soudures duplex……………………………….…………………... 24

CHAPITRE III : RUPTURE DUCTILE-FRAGILE

III .Introduction……………………………………………………………………………………. 25

III.1.Les ruptures ductiles-fragiles………………………………………………………………… 26

III.1.1.Rupture fragile……………………………………………………………………… 26

III.1.1.1.Rupture par clivage……………………………………………………….. 26

III.1.1.2.Rupture intergranulaire…………………………………………………… 27

III.1.2.Rupture ductile……………………………………………………………………… 27

III.2.Influence de la température sur la ductilité…………………………………………………... 28

Partie expérimentale

CHAPITRE IV : TECHNIQUES EXPEREMENTALE

IV.1.Matériau de l’étude…………………………………………………………………………… 30

IV.1.1.Analyse chmique:…………………………………………………………………. 30

IV.1.2.Caractéristiques mécaniques de l’acier étudié:……………………………………... 30

IV.2.Métal d’apport: ………………………………………………………………………………. 31

IV.3.Exécution de l’opération de soudage………………………………………………………… 31

IV.3.1.Paramètres de soudage:…………………………………………………….............. 32

IV.4.La radiographie………………………………………………………………………………. 33

IV.5.Prélèvement et préparation des échantillons…………………………………………………. 33

IV.6.Caractérisation structurale:…………………………………………………………………… 33

IV.6.1.Préparation des échantillons:……………………………………………………….. 33

IV.6.2.Attaque métallographique………………………………………………………….. 34

IV.6.2.1.Attaque chimique:………………………………………………………… 34

IV.6.2.2.Attaque électrolytique…………………………………………………….. 34

IV.6.3.Observation microscopique………………………………………………………… 35

IV.7.Caractérisations Mécaniques…………………………………………………………………. 36

IV.7.1.Essai de Pliage……………………………………………………………………… 36

IV.7.2.Essais de traction…………………………………………………………………… 37

IV.7.3.Essai de dureté Vickers…………………………………………………………….. 38

IV.7.4.Essai de résilience………………………………………………………………….. 39

IV.8.Observation des faciès de rupture …………………………………………………………... 41

IV.8.1 Fractographie macroscopique ……………………………………………………… 41

IV.8.2 Fractographie microscopique ……………………………………………………… 41

IV.8.2.1 Principe de fonctionnement du M. E. B……………..………………….. 41

CHAPITRE V : RESULTAS ET INTERPRITATIONS

V.1.Résultat de La radiographie………………………………………………………………….... 43

V.2.Résultat de l’examen métallographique…………………………………………………….… 43

V.2.1Examen macrographique…………………………………………………………….. 43

V.2.2.Examen micrographique…………………………………………………………….. 44

V.3.Calcul du taux de dilution……………………………………………………………………... 47

V.4.Résultat du Taux de ferrite …………………………………………………………………… 48

V.5.Les Essais Mécaniques……………………………………………………………………...… 48

V.5.1.Essai de pliage …………………………………………………………………….... 48

V.5.2.Essai de traction …………………………………………………………………….. 49

V.5.4.Essai de dureté………………………………………………………………………. 50

V.5.5.Essai de résilience………………………………………………………………….... 51

V.5.5.1.Macro fractographie des facies de la rupture…………………………….... 53

V.5.5.2.Détermination de la température de transition ductile fragile……………... 54

V.5.5.3.Expansion latérale ……………………………………………………….... 55

V.6.Résultats d’observations des faciès de rupture avec le MEB ……………………………...... 56

V.6.1.Fractographie macroscopique (la macro-fractographie)…………………………..… 56

Conclusion générale……………………………………………………………………………….. 60

Références bibliographiques

Annexes

LISTE DES FIGURES

Figure I.1 Diagramme d’équilibre binaire Fe-Cr ………………………..………………………… 5

Figure I.2. Coupe du diagramme Fe-Cr-Ni ………………………………………………………... 6

Figure I.4. Microstructure typique d’un acier inoxydable duplex: a) Moulé, b) laminé…………… 9

Figure I.5 a) résultat de l’essai de résilience Charpy pour quelques nuances d’aciers inoxydables

duplex; (b) effet de la ferrite sur les propriétés de résilience des aciers inoxydables duplex…….. 11

Figure II.1: Principe du soudage manuel à l’arc électrique avec électrode réfractaire (GTAW ou

TIG)……………………………………………………………………………………………….. 13

Figure II.2 : Principe du soudage à l’arc électrique avec électrode enrobée……………………... 14

Figure II.3 : Variation de la température ϴ en fonction du temps t………………………………. 17

Figure II.4 : Variation de la température Θm en fonction de la distance x ………………...……. 18

Figure II.5 : Schéma représentatif d’une structure austéno-ferritique soudé dans les trois zones

principales…………………………………………………………………………………………. 19

Figure II.6 : Différentes zones d’un joint soudé austéno-ferritique…………………………….... 21

Figure II.7 : Diagramme de Schaeffler………………………………………………………...…. 22

Figure II.8:Diagramme de WRC – 1992…………………………………………………….……. 23

Figure III.1: les types des ruptures……………………………………………………………….. 25

Figure.III.2. (a) Clivages bloqués sur des joints de grains. (b) Clivages se propageant de grains en

grains jusqu’à rupture……………………………………………………………………………… 26

Figure III.3 Clivage dans un acier doux …………………………………………………..……... 27

Figure III.4 Fractographie montrant des cupules et les inclusions qui ont donné naissance …….. 28

Figure III.5 Schéma des trois stades de rupture ductile………………………………………...... 28

Figure III.6: Variation de la limite d’élasticité Re0,2, de la résistance à la traction Rm et de

l’allongement A%, en fonction de la température de l’essai de traction………………………….. 29

Figure IV.1 : position de soudage………………………………………………………………… 31

Figure IV.2 : Schéma illustratif des passes de soudage utilisés. ………………………………... 32

Figure IV.3:le tube soudé……………………………………………………………………….. 32

Figure IV.4. Représentation schématique du mode prélèvement des échantillons à partir du tube

soudé……………………………………………………………………………………………….. 33

Figure IV.5 : La cellule électrolytique…………………………………………………………..... 35

Figure IV.6: microscope optique type Nikon eclipse LV100ND……………………………….... 35

Figure IV.7: les deux méthodes de pliage : a) en droit b) envers………….………………………36

Figure IV.8 : machine de pliage de marque INSTRON WOLPERT…………………………....... 36

Figure IV.9: Les éprouvettes de pliages avant et après essai………………………………...…… 36

Figure IV.10: machine du traction de marque INSTRON WOLPERT ……………................... 37

Figure IV.11: Les éprouvettes de traction avant et après essais…………………………….......... 37

Figure IV.12- Dimensions de l’empreinte et formule de calcule de la dureté selon Vickers…….. 38

Figure IV.13: profil de dureté………………………………………………………………..... 38

Figure IV.14: la machine de la dureté de marque INNOVATEST NEMESIS 9000...................... 38

Figure IV.15 : Schéma illustratif du mouton Charpy [5]………………………………………..... 39

Figure IV.16: machine de résilience de Marque INSTRON WOLPERT PW30...………....…..... 39

Figure IV.17 : instrumentation de refroidissement ………………………………………….….... 39

Figure IV.18 : Les éprouvettes de résilience avant et après essais………………………….…..... 40

Figure IV.19: appareil de mesure de l’expansion latérale…………………………………….….. 40

Figure IV.20: le microscope électronique à balayage(MEB).………………………………….…. 41

Figure V.1: Le film de la radiographique du tube soudé………………………………………….. 43

Figure V.2: Macrographie à l’aide d’un appareil photo numérique…………………………….. 43

Figure V.3: La macrographie du cordon de soudure obtenu par imagerie MEB…………………. 43

Figure V.4 : Micrographie optique de la ZF, ZAT, MB (X100)…………………………………. 44

Figure V.5: la micrographie optique du MB (X50 ET X500)…………………………………….. 44

Figure V.6 : Micrographie optique de la ZAT (X500) et ZAT(X1000)…………………………... 45

Figure V.7 : Micrographie optique des différentes zones de la ZF (X100)……………………... 46

Figure V.8: Calcul du taux de dilution……………………………………………………………. 47

Figure V.9: Détermination des aires pour le calcul du taux de dilution………………………...… 47

Figure V.10: la courbe de profil de la dureté………………………………………….………….. 50

Figure V.11: la courbe de résilience de la ZAT…………………………………………………... 51

Figure V.10: Histogramme montre l’énergie absorbée et le taux de ferrite dans la ZF et la ZAT

à -40°C…………………………………………………………………………………………...… 52

Figure V.12: La courbe d’expansion latérale……………………………………………………... 55

Figure V.13: Macro et micro fractographie de faciès de rupture à la traction en électrons

secondaires………………………………………………………………………………………… 56

Figure V.14: Macro et micro fractographie en électrons secondaires issue d’un essai de choc

réalisée à 0ºc……………………………………………………………………………………….. 57


réalisée à -40ºc……………………………………………………………………………………... 58


réalisée à -100ºc……………………………………………………………………………………. 58


réalisée à -196ºc………………………………………………………………………………….… 59

LISTE DES TABLEAUX

Tableau I.1 propriétés physiques et la teneur en ferrite……………………………………….…. 10

Tableau I.2 : propriétés mécaniques et la teneur en ferrite……………………………………….. 10

Tableau I.3: Quelques propriétés mécaniques selon la spécification ASTM pour tôles en aciers

austéno-ferritiques…………………………………………………………………………………. 10

Tableau IV.1: la composition chimique de l’acier inoxydable super duplex A790 S32750....... 30

Tableau IV.2: la composition chimique de A790 S32750 selon la norme ASTM……………... 30

Tableau IV.3: Les propriétés mécaniques de l’acier inoxydable super duplex A790 UNS

S32750…………………………………………………………………………………………….. 30

Tableau IV.4: La composition chimique du métal d’apport ER2594……………………………. 31

Tableau IV.5 : relevés des paramètres de soudage de tube ………………………………………. 32

Tableau IV.6 : Description des solutions d’attaque utilisé……………………………………...... 34

Tableau V.1- le taux de ferrite dans chaque zone ……………………………………………….. 48

Tableau V.2- Résultats de l’essai de pliage pour les quatre éprouvettes…………………….…… 48

Tableau V.3- Résultats de l’essai de traction pour les deux éprouvettes ………………………… 49

Tableau V.4- Résultats de l’essai de dureté Vickers …………………………………….……….. 50

Tableau V.5: Résultats de l’essai de résilience aux différentes températures…………………….. 51

Tableau V.6: les résultats de l’énergie absorbée dans les différentes zone d’un cordon de soudure à

-40°C………………………………………………………………………………………………. 52

Tableau V.7: les faciès de rupture aux différentes températures…………………………………. 53

Tableau V.8: Résultats de l’expansion latérale après essai de résilience ………………………… 54

Liste des abréviations et des symboles :

α : Fer alpha

δ : Fer delta

γ : Austénite

GTAW: Gaz Tungsten Arc Welding

TIG: Tungsten Inerte Gaz

VOD: Vacuum Oxygen Decarburisation

AOD: Argon Oxygen Decarburisation

Re0.2 : Limite élastique

Rm: Résistance maximale à la traction

A% : Allongement à la rupture

ε : Déformation

ζ : Charge de déformation

[α]% : Teneur en ferrite

HV : Dureté Vickers

HB : Dureté Brinell

Θ : Température

TTDF : Température de transition ductile fragile

ZAT : Zone affecté thermiquement

ZF : Zone fondue

ZL : Zone de liaison

MB : Métal de base

INTRODUCTION GENERALE

Page 1

Introduction générale

On estime aujourd’hui que 60 à 80% de la production mondiale de l’acier est destinée à la

fabrication des produits soudés.

Le soudage est utilisé dans différents secteurs de l’industrie et surtout dans le domaine

pétrolier, en particulier, le raccordement des tuyauteries destinées au transport des fluides

inflammables tels que le gaz ou le pétrole …etc. Parmi, les aciers utilisés dans ce domaine, les

aciers inoxydables grâce de leurs propriétés (mécaniques, résistance à la corrosion,…).

La présence d'une soudure dans le matériau entraîne un certain désordre structural qui peut

conduire à un changement dans les propriétés mécaniques tels que la résistance à la traction ainsi

que la résistance au pliage ; la résistance au choc et la dureté et métallurgiques (transformation

microstructurale dans la zone affectée thermiquement), ce qui peut être néfaste pour l‘assemblage

soudé. Parmi ces changements on trouve la rupture fragile des tubes surtout lorsque ces derniers

sont destinés à travailler à basse température.

Le problème de la rupture fragile des pipes en acier est particulier car ce type de rupture est

proscrit dans le cadre de la sûreté des usines dans les ouvrages concentrés. Les ruptures fragiles

sont particulièrement dangereuses puisqu'elles se produisent soudainement avec peu ou sans

déformation plastique préalable, donc elles ne peuvent être détectées à I ‘avance, et toute action

corrective est impossible. Afin d'éviter ces ruptures il faut que la température d'utilisation soit

nettement supérieure à une certaine température dite de transition ductile fragile. Le comportement

fragile des aciers est généralement remarqué aux basses températures entraînant par exemple pour

une canalisation une fuite importante ou une explosion mortelle. Les conséquences d'une telle

rupture sont donc graves et il est essentiel de connaître les marges vis-à-vis de la rupture fragile de

ces tubes soudés.

Notre étude porte sur le comportement à la rupture dans le domaine de la transition ductile-

fragile d'un tube soudé utilisé dans le transport du gaz (Projet SONATRACH : Touat Gaz) Elle a

pour objectif de déterminer le comportement à la rupture dans le domaine de la transition ductile-

fragile, le tube utilisé dans notre étude est en acier inoxydable super duplex de désignation A790

UNS S32750 selon la norme ASTM, soudé par le procédé de soudage TIG (GTAW).

Page 2

Ce travail S'appuie sur deux parties principales :

A) Une étude bibliographique comportant trois chapitres :

-Le premier chapitre est consacré aux généralités sur les aciers inoxydables.

-Le deuxième Chapitre présente des notions générales sur le soudage des aciers

inoxydables en particulier les duplex, les différents phénomènes qui résultent lors de

soudage.

-Le dernier chapitre de cette partie est réservé à L’étude des mécanismes de la

rupture ductile et la rupture fragile dans les métaux, les différentes méthodes

permettant de déterminer la température de transition ductile-fragile sont présentés à

la fin de ce chapitre.

B) Une étude expérimentale divisée en deux Chapitres :

Dans le quatrième chapitre : les différentes techniques expérimentales utilisées pour

l‘identification du métal de base et du métal d’apport. le contrôle non destructif, la

caractérisation métallurgique et mécanique et la détermination de la courbe de la transition

ductile-fragile sont présentées. Ces expériences ont étéréalisés au niveau du laboratoire de

Contrôle destructif et non destructif de I ‘Entreprise Nationale de Grands Travaux Pétroliers

(ENGTP) et une partie dans le laboratoire du département de Scienceet Génie des Matériaux

(SGM) de L’Ecole Nationale Supérieure des Mines et Métallurgie ENSMM-Annaba.

Le dernier chapitre est consacré à la présentation et I ‘interprétation des résultats.

Cette étude est synthétisée par une conclusion générale.

Partie bibliographique

Chapitre I

GENERALITES SUR

LES ACIERS

INOXYDABLES

Chapitre I Généralités sur les Aciers Inoxydables

ENSMM-ANNABA 2015/2016 Page 3

I. Introduction

Les aciers inoxydables austéno-ferritiques font depuis quelques années, le sujet d’un effort

sur le plan du développement industriel. Cette famille d’acier est née dans les années 30 dans

les laboratoires de Jacob Holtzer à Unieux, dans les études et recherches sur les aciers spéciaux.

Les aciers inoxydables duplex sont des aciers biphasés constitués d’environ 50%

d’austénite γ et 50% de ferrite δ. Leur utilisation est actuellement largement répandue à cause de

leurs bonnes propriétés mécaniques de ductilité (hérité des aciers austénitiques) et de ténacité

(hérité des aciers ferritiques), et de leur grande résistance à la corrosion. Leur composition a

progressivement évolué, en particulier vers une plus forte teneur en azote qui offre à l’acier plus de

stabilité et de résistance à la corrosion par piqûre. Ils sont aujourd'hui utilisés dans de nombreux

domaines réunissant à la fois de sévères conditions d'environnement et des sollicitations

mécaniques élevées.

Le soudage comme procédé de fabrication ou de maintenance, présente l’une des domaines

d’applications des aciers duplex, donc la compréhension de la métallurgie du soudage de ces aciers

joue un rôle primordial dans leur mise en œuvre. Différents procédés de soudage sont

appliqués aux constructions réalisées en aciers inoxydables duplex, parmi ces procédés le

procédés GTAW (TIG).



I.1.Les aciers inoxydables

Les aciers inoxydables constituent un groupe d’aciers fortement alliés basés sur les

systèmes Fe-Cr, Fe-Cr-C et Fe-Cr-Ni. Leur propriété d’inoxydabilité est assurée par la teneur en

chrome qu’ils doivent contenir au moins 10.5% de chrome et souvent d’autres éléments

d’addition tels que le nickel et dans une moindre mesure le molybdène [1]. Cette teneur en chrome

permet la formation d’une couche passive protectrice contre la corrosion. En 1931, les premières

nuances d’aciers austéno-ferritiques font apparaître. Ceux-ci ont été découverts par erreur par

Hochmann lors d’essais de corrosion intergranulaire sur des éprouvettes censées être en acier

inoxydable austénitique 18-8 [2, 3]. Il remarqua que certaines de ces éprouvettes résistaient mieux

que d’autres à la corrosion intergranulaire. De plus, ces éprouvettes étaient magnétiques et avaient

révélé une teneur en chrome élevée et une structure métallurgique différente de la structure

purement austénitique. Ce constat constitua le point de départ du développement des

différentes nuances d’aciers inoxydables austénoferritiques. La structure est influencée

essentiellement par la nature et la teneur en élément d’alliage qui sont classés en deux catégories :

Les éléments alphagènes :

Ce sont des éléments qui favorisent la formation d’une structure cubique

centrée (ferrite) comme : le chrome, molybdène, silicium, titane, niobium, vanadium et

tungstène

Les éléments gammagènes :

Ils favorisent la formation d’une structure cubique à face centrée (austénite) comme

le nickel, carbone, azote et manganèse.

L'influence des éléments d'addition sur la structure des aciers est bien déterminée par les

diagrammes d'équilibre binaires Fe-Cr, Fe-Ni et pseudo-binaires Fe-Cr-C et Fe-Cr-Ni.

I.2.Système Fe-Cr

Le diagramme de phase présenté dans la figure I.1 constitue l’outil de base dans

l’étude et la description de l’équilibre de phases dans les aciers inoxydables. La solubilité du

chrome dans le fer à haute température est complète et la totalité des alliages Fe-Cr se

solidifient en mode ferritique. A de faibles teneurs en chrome, il existe une boucle d’austénite γ

dans le domaine de température 912-1394. Cette boucle sépare le diagramme en deux zones

principales :



• en dessous de 11% de Cr, les alliages subissent une transformation α→γ au chauffage et

l’inverse au refroidissement ; ils se comportent donc comme le fer ou l’acier doux, au-

dessus de 12.7 % de Cr, il n’y a plus de transformation de phases et les alliages restent

totalement ferritiques.

• Entre 11 et 13 % de chrome, les deux phases α et γ coexistent en équilibre. Ainsi, selon

la composition par rapport à la boucle γ, les aciers au chrome peuvent avoir des

structures différentes :

Figure I.1 Diagramme d’équilibre binaire Fe-Cr. [4]

Le diagramme ci-dessus montre aussi la présence d’une autre phase appelée σ, qui se forme

en général dans les alliages ayant des teneurs en Cr supérieures à 20 %. Nous reviendrons en détail

plus tard sur la structure et les mécanismes de formation de cette phase.

Sur ce même diagramme, on montre aussi par une ligne horizontale tracée à la limite

inférieure du domaine (α + σ) la présence d’un phénomène métallurgique important connu sous

l’appellation « fragilisation à 475 °C ». Ce phénomène est caractérisé par la formation d’un

précipité très riche en chrome appelé phase α’, dans la matrice ferritique, et dont l’effet fragilisant

devient de plus en plus important lorsque la teneur en Cr passe au-delà de 14% [5].



I.3.Système fer-Chrome-Nickel

Le pouvoir gammagéne du nickel est

plus fort que le pouvoir alphagéne du chrome.

La présence d’une faible quantité du nickel

dans l’alliage Fe-Cr élargit le domaine

d’existence de la phase austénitique en

température et en concentration [6,7]. La

figure I.2 qui est une coupe du diagramme

ternaire Fe-Cr-Ni montre le déplacement de la

boucle γ vers les fortes teneurs en chrome

lorsqu’on augmente la teneur en nickel [1].

Figure I.2. Coupe du diagramme Fe-Cr-Ni [1].

I.4.Influence des éléments d’addition: [1, 6,7]

Les principaux éléments qui ont une influence sur la structure et les propriétés de

l'acier duplex sont : le chrome, le nickel, le molybdène, le carbone et l'azote.

Le chrome

C’est élément d’alliage essentiel des aciers inoxydables :

- Il stabilise le fer α.

- Il est à l’origine de la passivation de l’acier par la formation à la surface d’une couche de

Cr2O3. Cette couche constitue une barrière à la diffusion de l'oxygène.

- Il augmente la résistance à la corrosion dans certains milieux (sauf en milieu

sulfurique).

- Il provoque la formation des précipités tels que les carbures de chrome et les phases

intermétalliques, ces phases provoquent souvent la réduction de la ductilité, la ténacité et la

résistance à la corrosion.



Le nickel

- Elément stabilisateur de l'austénite. Il élargit le domaine d’existence de l’austénite

en fonction de sa teneur jusqu’aux températures inférieurs à 20°c.

- Il améliore la ductilité de l'acier et favorise la mise en œuvre par déformation plastique.

- Il constitue avec le chrome l’élément d’alliage essentiel des aciers inoxydables.

- Améliore la résistance à la corrosion et renforce en particulier la résistance à la corrosion

sous tension.

Le molybdène

- Elément alphagène.

- Améliore la résistance à la corrosion des aciers inoxydables presque dans tous les milieux,

à l’exception des solutions nitriques bouillantes.

- Améliore la résistance par piqûres en présence d’ions halogènes.

- Il augmente la résistance du film passif ainsi que la résistance mécanique à chaud.

- Il a tendance à former des carbures nettement plus stables et plus fins que le chrome.

Le carbone

- Elément fortement gammagène, il élargit le domaine austénitique.

- Il provoque la formation de carbures de chrome Cr23C6 diminuant ainsi la résistance à la

corrosion intergranulaire.

- Il augmente la résistance des alliages à l’action de l’oxygène, de l’air ou des gaz oxydants

chauds.

- Améliore l’usinabilité.



L’azote

- Elément fortement gammagène, stabilisateur du domaine austénitique.

- Sa solubilité augmente dans les aciers au chrome et au Cr-Ni avec l’accroissement de la

teneur en chrome.

- Il permet d’atteindre des limites d’élasticité élevées sans diminuer la résistance à la


I.5.Principales familles des aciers inoxydables

Les aciers inoxydables sont classés en quatre grandes familles selon leurs structures:

martensitiques, ferritiques, austénitiques et austéno-ferritiques (duplex). La structure d'un acier

inoxydable est fixée par le rapport entre les fractions massiques (composition) entre les éléments

alphagènes (Cr, Mo) et gammagènes (Ni, C, N) [8].

I.5.1. Les aciers inoxydables martensitiques: Ce sont des alliages à base Fe-Cr; la

structure martensitique est obtenue par trempe de l’austénite située dans la boucle γ du

diagramme Fe-Cr.

I.5.2. Les aciers inoxydables ferritiques: Ce sont des alliages à base Fe-Cr ne

subissant pas de transformation austénitique ; l’équilibre entre les éléments alphagènes

(principalement le chrome) et gammagènes (C, N et Ni) doit être tel que l’alliage soit à toute

température à l’extérieur de la boucle γ du diagramme Fe-Cr.

I.5.3. Les aciers inoxydables austénitiques: Ce sont des alliages de base Fe-Cr-Ni,

tels que leur structure soit totalement austénitique à haute température (1050-1150 °C).

Cette structure est ensuite maintenue à l’état métastable par hypertrempe à l’ambiante (Ms ≤

20 °C).

I.5.4. Les aciers inoxydables austéno-ferritiques (duplex)

Depuis leur apparition en 1931, les aciers inoxydables austéno-ferritiques n’ont pas cessé

d’évoluer [3,7]. La nuance CD4MCu moulée dans les années 50 était connue par sa forte fragilité.

vers la fin des années 60 et le début des années 70, l’utilisation des aciers inoxydables duplex a

connu un grand développement grâce aux améliorations apportées aux procédés d’élaboration, avec

l’introduction des techniques VOD (Vacuum Oxygen Decarburisation) et AOD (Argon Oxygen De

carburisation) permettant, d’une part, de développer des nuances à bas Carbone avec des teneurs



faibles en Soufre et en Oxygène, et d’autre part, de mieux contrôler la composition afin d’optimiser

l’équilibre des phases α et γ [9]. Au début des années 70, l’acier inoxydable duplex à 22% Cr a été

développé en Allemagne et en Suède. Cette nouvelle nuance présentait une bonne tenue à la


Durant les années 80, des nuances austénoferritiques fortement alliées ont été développées

pour résister à des environnements plus agressifs. Ces aciers, appelés super duplex contiennent

environ 25% de Cr, 6 à 7% de Ni, 3 à 4% de Mo, 0.3% de N, 0.2% de Cu et 0.2% de W et ont un

PREN (Pitting Resistance Equivalent Number) supérieur à 40, la formule du PREN étant [10] :

PREN = % Cr + 3.3% Mo + 16% N (I. 1)

Les bonnes propriétés mécaniques et de résistance à la corrosion de ces aciers proviennent

de leur structure biphasée: la présence de la ferrite assure une bonne résistance mécanique et une

excellente résistance à la corrosion et l’austénite améliore la ductilité et augmente la résistance à la

corrosion uniforme [11-4].

Dans la pratique, les aciers inoxydables duplex existent sous plusieurs formes, entre autres :

• Les aciers inoxydables duplex moulés.

• Les aciers inoxydables laminés.

Figure I.4. Microstructure typique d’un acier inoxydable duplex

a) Moulé, b) laminé [1]

I.6.Propriétés physiques des aciers duplex :

Les aciers austéno-ferritiques possèdent des conductivités thermiques importantes que

celles des aciers austénitiques, comme elles présentent un certain degré de magnétisme grâce à la

50% de la ferrite qu’ils contiennent. En plus les cœfficients de dilatation thermique sont faibles,



voisins de ceux des aciers aux carbones [12,13]. Les Tableaux I.4 et I.5 présentent les

propriétés physiques des aciers inoxydables duplex et super duplex.

Désignation UNS nombre Densité

(g/cm³)

Chaleur

spécifique

(J/Kg° K°)

Résistivité

électrique

(µΩ/m)

Module

d’Young

2304 S 32 304 7,75 482 _ 200

2205 S 31 803 7,85 482 0,80 200

2255 S 32 550 7,81 488 0,84 210

2507 S 32 550 7,79 485 _ 200

Tableau I.4 propriétés physiques et la teneur en ferrite [13].

I.7.Propriétés mécaniques des aciers duplex :

Les aciers inoxydables duplex possèdent des propriétés mécaniques très importantes. Les

limites d’élasticités sont élevées par contre la ductilité reste satisfaisante grâce à la présence

de la matrice austénitique qui conserve aussi une bonne ténacité. La dépendance des propriétés

mécaniques avec la teneur en ferrite est présente dans le Tableau I.5

Acier [α]|% Re0, 02(Mpa) Rm (Mpa) A% KCU (J/cm)

Z6CN 18-10 (AISI 304L) 0 220 590 50 2200

Z3CNDU 21-8 65 350 670 35 180

Z5CNDU 26-6 80 800 850 20 100

Tableau I.5 : propriétés mécaniques et la teneur en ferrite [12].

Il faut bien noter que les propriétés des aciers inoxydables duplex sont influencées par la

composition de l’acier et les températures de traitement thermique ainsi les durées de maintien [12].

Désignation UNS Résistance

à la

traction

(min)

Limite

élastique

(min)

Elongation

(min)

Dureté (min)

Brinell

(HRB)

2304 S 32 304 600 400 25,0 290

2205 S 31 803 620 450 25,0 293

2255 S 32 550 760 550 15,0 302

2507 S 32 550 795 550 15,0 310

Tableau I.6: Quelques propriétés mécaniques selon la spécification ASTM pour tôles en aciers

austéno-ferritiques [14].



D’après le tableau 4. Les duretés Brinell et Rockwell (HRB) sont élevées. Ces duretés

varient de 290 et 310 (HRB) selon les différentes nuances d’aciers. Les aciers austéno-ferritiques

peuvent être durcis par traitement thermique ou par écrouissage [13].

La résistance aux chocs des aciers inoxydables duplex reste toujours excellente même à

basses températures. La ténacité de ces aciers dépend de la composition chimique, ainsi, des

éléments résiduels qui jouent un rôle important. Elle est améliorée par la réduction de la teneur

en oxygène. La ténacité est affectée par toute précipitation des phases intermétalliques, notamment

la phase sigma conduit à une diminution très accentuée de la ténacité [12,13].

Les résultats de l’essai de résilience à basse température pour différents aciers inoxydables

duplex dont le plan de l’entaille est transversal à la direction du laminage sont montrés dans la

Figure I.13.a [13]. Leur usage peut être envisagé jusqu’à –50°c, voire des températures inférieurs

avec des précautions particulières [12].

La ténacité est inversement proportionnelle au taux de ferrite, en particulier quand le taux de

ferrite est au voisinage de 80%, la ténacité est réduite et de même pour la température de transition

ductile-fragile (Figure I.13.b) [13].

Figure I. a) résultat de l’essai de résilience Charpy pour quelques nuances d’aciers inoxydables

duplex; (b) effet de la ferrite sur les propriétés de résilience des aciers inoxydables duplex [14].

Chapitre II

LE SOUDAGE DES

ACIERS INOXYDABLES

DUPLEX

Chapitre II Le Soudage des Aciers Inoxydables Duplex


II. INTRODUCTION :

Le soudage est défini comme étant une opération qui consiste à réunir d’une façon

permanente deux ou plusieurs parties constitutives d’un assemblage de manière à assurer la

continuité entre les parties à assembler. Cette continuité peut être obtenue de deux manières

fondamentalement différentes soit par contacte liquide / liquide (fusion locale) ou par contacte

solide /solide (diffusion). L’opération du soudage est associée généralement à la notion de

soudabilité qui recouvre trois aspects :

La soudabilité opératoire qui consiste à réaliser un joint soudé entre deux métaux.

La soudabilité locale qui conserve l’étude de toutes modifications locales telles que :

Les modifications structurales, physico-chimiques...

La soudabilité globale qui conserve l’aptitude du joint soudé utilisé dans une

construction, c'est-à-dire à supporter les conditions réelles du service [15,16].

II.I. Procédés de soudage

Il existe de nombreuses classifications des procédés de soudage applicables aux aciers

inoxydables tels que : le soudage à l’arc avec électrode enrobée, sous flux, MIG, TIG, soudage ou

plasma, soudage par faisceaux d’électrons et par faisceaux laser [16].

Les procédés les plus utilisés pour le soudage des aciers inoxydables avec d’excellents

résultats sont : le soudage TIG (Tungsten Inert Gaz) et le soudage à l’arc avec électrode enrobée.

II.I 1.Procédé TIG(GTAW)

Dans le soudage TIG, l’arc jaillit entre une électrode non consommable (réfractaire en

Tungstène) et la pièce à souder, au sein d’une atmosphère inerte (Figure II.1) [16,17]. Cette

électrode en Tungstène peut contenir des éléments qui favorisent l’émission électronique telle que

le thorium. L’utilisation d’un gaz neutre permet de protéger l’arc et le bain fondu de l’atmosphère

ambiante, d’où le bain de fusion est protégé de l’atmosphère par un cône invisible de gaz inerte de

protection Argon ou par un mélange Argon-Hélium (sont utilisés lorsque l’on recherche un

compromis entre la stabilité de l’arc et la facilité d’amorçage donné par l’Argon et la pénétration, ce

type convient pour les aciers inoxydables austénitiques, ferritiques et martensitiques) ou par un

mélange Argon-Hydrogène (sont largement utilisés pour le soudage des aciers inoxydables

austénitiques, mais il est évitable pour le soudage des aciers inoxydables ferritiques, martensitiques

et austénoferritiques car la présence de H2 dans le bain de fusion peut provoquer une fragilisation du



joint soudé) [16,17,18].

Pour le soudage sans métal d’apport des aciers inoxydables austéno-ferritique, on utilise

souvent un mélange Argon-Azote afin de maintenir l’équilibre ferrite-austénite dans le joint soudé,

l’azote étant un puissant élément gammagène, il est utilisé pour diminuer la teneur en ferrite à la

racine des joints soudés. Pour le soudage avec métal d’apport, les produits utilisés se présentent soit

sous la forme de baguettes en soudage manuel, soit sous la forme de fil en soudage automatique

[16].

Figure II.1 : Principe du soudage manuel à l’arc électrique avec électrode

réfractaire (GTAW ou TIG) [16].

Le procédé TIG ou GTAW (gaz tungesten avec welding) s’adapte donc bien au soudage des

tôles minces et très minces, et peut être utilisé sur des tôles atteignant une épaisseur de 25mm. Il

convient parfaitement pour le soudage des tubes minces et pour les pièces embouties de faible

épaisseur [14]. Les principaux avantages de ce procédé peuvent être résumés comme suit :

Une bonne qualité métallurgique du joint : compacité et constance des éléments d’alliages.

Soudage avec ou sans métal d’apport.

Une excellente stabilité de l’arc de soudage.

Un soudage continu, régulier, avec une grande concentration des effets thermiques, d’où un

bon rendement de l’opération, des déformations réduites et un cordon lisse et bel aspect,

donc une finition réduite.

Une bonne protection contre l’atmosphère, d’où : absence d’oxyde, réduction des opérations

de nettoyage et suppression de laitier.

Très faible usure des électrodes.

Idéal pour le soudage des métaux légers.



Il permet d’exécuter des soudures sans inclusions, même sur des métaux difficilement

soudables.

II.I 2.Procédé à arc avec électrode enrobées

Le procède est à la fois rapide et d’une bonne souplesse d’utilisation avec toutes les nuances

d’aciers inoxydables. L’électrode enrobée est constituée par une âme métallique centrale autour de

laquelle est disposé concentriquement l’enrobage. Généralement, l’âme est constituée par un fil

plein en acier inoxydable, qui permet de conduire le courant, apporte le métal, forme le cordon et

comporte les éléments d’alliages devant assurer une grande part des caractéristiques désirées de la

soudure. L’enrobage des électrodes contient des oxydes complexes, des fondants et des carbonates

intimement mélangés puis agglomérés à l’acide de silicate alcalin par dissociation à haute

température des carbonates, il est possible de générer une protection gazeuse tandis que les oxydes

sous forme d’un laitier participent aux réactions d’affinage du bain de fusion. Le procédé est illustré

dans la Figure II.2.

Figure II.2 : Principe du soudage à l’arc électrique avec électrode enrobée [17].



L’enrobage procède un triple rôle [17] :

Il protège le métal fondu du contact de l’acier et évite l’oxydation du chrome.

contribue à la bonne qualité métallurgique du joint à sa résistance à la corrosion.

contribue à la stabilisation de l’arc :

On envisage deux principaux types d’enrobages : type basique et type au rutile

Les enrobages basiques assurent une protection un peu meilleure des éléments d’alliages et une

grande constance de la qualité analytique du métal dans le joint soudé .Ils ne sont utilisables qu’en

courant continu, et généralement en polarité inverse, c'est-à-dire avec la baquette au pôle positif.

Tandis que, les enrobages au rutile procurent de bonnes caractéristiques de l’arc et déposent un

cordon plus lisse, ils peuvent s’employer en courant alternatif et en courant continu [16,17]

II.2. les principaux défauts de soudage

Parmi les principaux défauts de soudage, on distingue ceux qui sont d’origine purement

opératoire tel que : manque de pénétration, manque de fusion, et les défauts de soudage internes tel

que : les fissures à chaud, les fissures à froid, les fissures au réchauffage et les porosités.

Manque de pénétration

Ce défaut engendre un rétrécissement de la section du métal de la soudure et

constitue une amorce de rupture.

Manque de fusion

Il apparaît quant le métal de base n’a pas été chauffé a une température suffisante,

donc absence de liaison entre le métal de base et le métal déposé.

La fissuration à chaud

On a deux types de fissures :

Les fissures de solidification apparaissent en fin de solidification, elles peuvent être

internes ou déboucher en surface mais elles sont localisées dans les directions de

solidification.

Les fissures de liquation se rencontrent principalement dans la zone affectée

thermiquement du métal de base au voisinage de la zone de liaison, elles se

prolongent généralement sous forme de fissure de solidification dans la passe en

cours d’exécution.



La fissuration à froid

Ces fissures apparaissent a basse température (<200°c). De ce fait, elles sont fines et

n’ont pas d’orientation privilégiée par rapport à la microstructure, elles se

développent le plus souvent dans la zone affectée thermiquement mais parfois

peuvent se rencontres dans le métal fondu.

La fissuration au réchauffage

Elle est de caractère intergranulaire, se rencontre essentiellement dans la zone

affectée thermiquement à gros grains et occasionnent dans le métal fondu. Elle

s’initie lors du traitement thermique post-soudage ou en service à température

élevée.

Les porosités

On distingue quatre mécanismes susceptibles de donner naissance à des porosités dans le

métal fondu :

L’instabilité du capillaire gazeux dans le cas des soudures effectuées au moyen des

procédés à haute densité d’énergie.

Une suppression gazeuse sans la racine du cordon.

Une teneur en gaz dissous dans le métal liquide supérieur à la limite de solubilité

dans le métal solide à la température de solidification.

Une réaction chimique au sein du bain liquide donnant naissance à un gaz [8].

En plus de ce défaut, on peut également trouver d’autres défauts relatifs à la forme de

cordon, qui sont en nombres de trois [11,19] :

Les cordons trop bombés sont dus à une intensité trop faible et d’un balancement insuffisant

de l’électrode.

Les cordons trop étalés indiquent que les pièces sont surchauffées et que l’intensité du

courant est trop importante.

Les cordons réguliers sont souvent le résultat d’une utilisation d’électrode non appropriée et un

choix imparfait de l’intensité du courant de soudage.



II.3. Cycle thermique de soudage

Le cycle thermique de soudage permet l’interprétation quantitative des différents

phénomènes métallurgiques ainsi par la suite de prévoir ces phénomènes afin de déterminer le choix

des procédés de soudage et des modes opératoires.

Cette interprétation requiert comme condition nécessaire, la connaissance de la température

atteinte. A cette condition de température s’ajoute une ou plusieurs conditions de temps (il s’agit de

réchauffement ou du refroidissement).

Afin d’interpréter ces phénomènes qui prennent place durant l’opération du soudage, en un

point donné de l’assemblage, il faut donc savoir la variation de la température en fonction du temps

(le cycle thermique de soudage).

1- La courbe ϴ = f (t) tracé en un point A voisin d’une soudure est représentée dans la Figure

II.3

Figure II.3 : Variation de la température ϴ en fonction du temps t [20].

D’où :

ϴm: la température maximale atteinte.

Ts: le temps de séjour au-dessus d’une température ϴs.

TR (ϴ1, ϴ2): temps de refroidissement entre deux températures ϴ1 et ϴ2.

VR: vitesse de refroidissement à une température ϴR.

Ces grandeurs nous permettent d’accéder à la connaissance ou à la prévision des

phénomènes métallurgiques qui prennent place en ce point. La répartition thermique aux alentours

d’une soudure se détermine par la courbe ϴm = f(x) qui donne la variation de la température

maximale ϴm atteinte en chaque point en fonction de la distance x (Figure II.4).



Figure II.4 : Variation de la température ϴm en fonction de la distance x [20].

Durant le cycle de soudage, des changements microstructuraux dans le métal de base sont

provoqués. Ces modifications dépendent de la température maximale atteinte et de la cinétique de

refroidissement en ce point. Après le soudage, on distingue successivement les zones citées ci-

dessous (Figure II.5) :

- Métal de base (MB) : métal des pièces à assembler, il est caractérisé par une structure en

bande constituée de grain d’austénite et de ferrite.

- La zone affectée thermiquement (ZAT) : c’est une partie de métal de base qui n’a pas été

fondu, mais elle a subi des modifications microstructuraux à cause de la chaleur du soudage.

Elle est caractérisée par une structure granulaire.

- La zone de liaison (ZL) : c’est une zone de frontière entre la zone affectée thermiquement et

la zone fondue.

- La zone fondue (ZF) : c’est une zone de métal fondu après solidification, cette zone est

caractérisée par une structure aciculaire de type de Widmanstatten.



II.4. Soudabilité des aciers inoxydables duplex

Les aciers inoxydables ont une bonne soudabilité, il se solidifie en ferrite (phase δ) et

subissent une transformation partielle en austénite au cours du refroidissement.

De ce fait, en plus de la dépendance de l’équilibrage entre les éléments alphagènes et

gammagènes, la structure à l’état brute de soudage va aussi dépendre de cycle thermique de

l’assemblage :

Les cycles thermiques rapides conduisent à une forte proportion de ferrite dans le joint

soudé ce qui a pour effet de détériorer les caractéristiques de résilience.

Les cycles thermiques lents favorisent la formation d’austénite au refroidissement ce qui

pourrai être considérer comme positif, mais ils provoquent aussi la précipitation des

nitrures et la formation des composés intermétalliques (phase σ…) dont les effets sur la

résilience et la résistance à la corrosion sont extrêmement néfastes.

Généralement, pour éviter ces phénomènes, il faudra conserver l’énergie de soudage entre 8 et

18 Kj/cm et prendre soin de contrôler la température entre passes pour la maintenir en dessous de

100 à 120 °c [8].

-

- Figure II.5 : Schéma représentatif d’une structure austéno-ferritique soudé

dans les trois zones principales [21].



II.4.1.Solidification et structure des soudures duplex

Les propriétés de soudage des métaux sont largement influencées par le mode de

solidification et par le refroidissement consécutif à la passe du soudage comme une conséquence de

l’absence de la recristallisation et de l’homogénéisation contrôlées [1]. La microstructure du métal

soudé diffère de celle du métal de base, comme résultat des variations de la composition chimique

et de son total historique thermique [11].

Pendant la solidification de l’acier duplex notamment du métal fondu des soudures, il se forme une

structure presque entièrement ferritique, en poursuivant le refroidissement au-dessous de 900°C la

phase austénitique est amorcée aux joints de grains ferritiques. En effet, la solidification de la ferrite

implique la croissance épitaxiale à partir du métal de base aux joints fusionnés. La croissance de la

dendrite initiale est orientée selon le gradient thermique. La précipitation de l’austénite dépend de la

composition du métal soudé, sa formation initiale se produit intergranulairement. Ensuite, elle est

suivie par la formation de l’austénite type Widmanstätten ou sur les sites intragranulaires dépendant

de la taille des grains ferritiques et de la vitesse de refroidissement. La précipitation de l’austénite

est le processus de nucléation et croissance contrôlé par la diffusion [11].

Ainsi la vitesse de refroidissement est d’une importance majeure dans la détermination de l’étendue

de cette transformation. Pour des vitesses de refroidissement lentes on aura la formation de plus

d’austénite et pour des vitesses de refroidissement rapides on aura la formation de peu d’austénite.

Cependant, comme la nucléation est facilitée aux joints de grains, une taille petite des grains de

ferrite, en principe, favorise des quantités d’austénite élevées. Pour encourager la formation de

l’austénite dans le métal soudé et pour maintenir la balance des phases, les consommables du

soudage ont généralement une composition « plus austénite » que l’acier parent. Ces consommables

sont aujourd’hui fabriqués avec 2-4% plus de nickel que le métal de base [11]. La structure

résultante est constituée de grains de ferrite primaires avec de l’austénite intergranulaire ou

intragranulaire principalement précipitée en structure Widmanstätten.[1].

La Figure II.6 présentée ci-dessous récapitule les différentes zones dans un joint soudé austéno-

ferritique. L’étendue de ces zones dépend fortement des paramètres de soudage et des procèdes

utilisés.



II.4.2 Contrôle de ferrite dans les joints soudés

Le problème essentiel pour maîtriser la soudabilité de l'acier est le contrôle de la teneur en

ferrite du joint soudé (zone fondue, zone affectée thermiquement) [15]. Lors de l’opération de

soudage, on assiste à une augmentation importante de taux de ferrite dans la zone fondue et la zone

affectée thermiquement. Cela est dû au cycle thermique de soudage [11].

La quantité de ferrite des métaux soudés et des métaux de base peut être mesurée essentiellement

par deux méthodes, soit par la méthode de comptage des points ou bien par la méthode d’analyse

magnétique, cette dernière se fait par le contrôle de l’aimantation à l’aide d’un ferritoscopie

étalonné. Toutes fois une meilleure précision est obtenue par le comptage de la répartition de la

ferrite sur une coupe micrographique.

La possibilité de prédéterminer la quantité de ferrite dans le soudage des aciers austéno-

ferritiques est très essentielle. Pour cela, des diagrammes de constitution ont été utilisés pour

prédire la quantité de ferrite. Durant les années, ces diagrammes de constitution ont été améliorés

mais l’approche basique utilisée dans ces diagrammes n’a pas changé. Le niveau de ferrite est prédit

comme une fonction des facteurs d’équivalents en Cr et en Ni. Ces diagrammes ont été trouvés

d’être très utiles.

Plusieurs modèles ont été développés pour essayer de prédire avec précision la quantité de

ferrite dans le soudage des aciers inoxydables. Les variations des versions des diagrammes de

constitution diffèrent principalement, dans les coefficients qui sont utilisés pour convertir la

composition de l’alliage en Creq et en Nieq. Parmi ces diagrammes on trouve :

Figure II.6 : Différentes zones d’un joint soudé austéno-ferritique [22].



Le diagramme de Schaeffler

Le diagramme de Schaeffler est représenté dans la Figure II.7, il permet de prévoir la

microstructure à l’ambiante des zones soudées, ce diagramme utilise la notion du nickel et de

chrome équivalent pour tenir compte des teneurs respectives en éléments gammagènes et

alphagènes [23].

Notons bien que le diagramme de Schaeffler ne prédit pas les microstructures duplex, ce

dernier a été modifié par Dulong en tenant compte de l’Azote [15,23].

Les équilibres chrome-nickel sont :

Cr eq = % Cr + % Mo + 1,5 % Si + 0,5 % Nb

Ni eq = % Ni + 0,5 % Mn + 30% C

Diagramme de WRC - 1992

Ce diagramme est représenté dans la Figure II.8, il a pris en considération l’influence de

l’azote et du cuivre, ce diagramme est devenu plus récent et plus précis.

Les équivalents chrome et nickel sont :

Cr eq = % Cr + % Mo + 0,7 % Nb

Ni eq = % Ni + 35 % C + 0,25 %Cu + 20 %N

Figure II.7 : Diagramme de Schaeffler [8].



II.4.3. Transformation des phases durant le soudage des aciers duplex

Les transformations microstructurales qui se produisent au cours du soudage par fusion des

aciers inoxydables duplex sont complexes et dépendent de la composition du matériau et aussi du

cycle thermique du soudage.

Durant cette opération, la zone affectée thermiquement est chauffée à haute température en

provoquant la transformation de l’austénite à la ferrite et à la croissance du grain ferritique(δ), à cet

effet, l’acier devient totalement ferritique, mais au refroidissement apparaît la phase austénitique

[24,25]. La transformation γ → δ est très dominante dans cette zone durant les deux cycles de

soudage chauffage et refroidissement [25].

La zone affectée peut être le siège d'une précipitation de carbures de chrome à une certaine

distance de la zone fondue. Car les températures atteintes au cours du soudage et la vitesse de

refroidissement le permettent. D'autres transformations de phases qui se produisent dans les aciers

inoxydables duplex, parmi lesquelles, on cite : la précipitation des nitrures de chrome (Cr2 N) dans

la matrice ferritique et la précipitation des composés intermétallique (phase σ, phase χ, phase π et la

phase R), ainsi que, la précipitation de l’austénite secondaire dans la ferrite [11,25].

Figure II.8:Diagramme de WRC – 1992[8]



II.5. Traitements thermiques des soudures duplex

Les aciers inoxydables austéno-ferritique ne sont pas sensibles à la corrosion

intergranulaire. De ce point de vu, ces derniers n’exigent aucun traitement thermique après soudage.

Dans le but d’éviter toute transformation de ferrite, on évite de ne pas pratiquer ni préchauffage ni

post-chauffage.

Toutefois, le processus du soudage peut déstabiliser l’équilibre ferrite/austénite dans un

joint soudé. Afin de rétablir cet équilibre, l’unique traitement thermique convenable après soudage

est l’hypertrempe [1].

Ce traitement permettra l’obtention de joints soudés avec structure homogène (50% de ferrite, 50%

de l’austénite), par la diminution de la teneur en ferrite en zone affectée thermiquement et en zone

fondue. La température de l’hypertrempe sera de l’ordre de 1050°C pour les nuances sans

Molybdène et de 1100°C pour les nuances avec Molybdène [15].

Chapitre III

RUPTURE DUCTILE-

FRAGILE

Chapitre III Rupture Ductile-Fragile


III. Introduction :

Les phénomènes de rupture sont extrêmement coûteux, des plusieurs essais ont-ils été

imaginés pour évaluer la résistance à la rupture des matériaux et certains d’entre eux sont depuis

longtemps couramment pratiqués dans l’industrie. Pour en bien apprécier la portée et les limites, il

est nécessaire de comprendre les mécanismes de rupture qui interviennent. On mesure alors l’intérêt

des essais de choc sur éprouvettes entaillées mis au point notamment par Charpy il y a une centaine

d’années. Ils permettent, notamment, de déterminer le risque de rupture fragile des aciers, aux

températures inférieures à la température de transition fragile-ductile. Simples à mettre en œuvre et

peu coûteux, ils sont extrêmement répandus et conservent une très grande utilité. Néanmoins, ils ne

fournissent pas d’indication sur les charges que peuvent supporter les pièces contenant des défauts.

C’est la mécanique de la rupture et les essais qui en dérivent qui permettent de le faire. Ils ont connu

un grand développement depuis une quarantaine d’années, tout particulièrement dans les industries

nucléaires, aéronautiques, spatiales et pétrochimiques. Même s’ils sont plus coûteux et nécessitent

l’intervention de spécialistes, ils se répandent. D’ailleurs, on assiste à une rapide évolution de la

normalisation dans ce domaine. [26]

Figure III.1: les types des ruptures



Dans notre travail, Nous nous limitons aux mécanismes de rupture brutale à température

assez basse pour que le fluage n’intervienne pas. Nous excluons donc les mécanismes de rupture

différée (fatigue, corrosion sous tension, fluage), Les ruptures brutales à froid appartiennent à trois

catégories: les ruptures par clivage, les ruptures ductiles et les ruptures intergranulaires.

III.1.Les ruptures ductiles-fragiles

III.1.1.Rupture fragile

La rupture fragile est caractérisée par l’absence de déformation plastique macroscopique, est

donc par la propagation très rapide de fissure avec faible consommation d’énergie. Cette

propagation peut être de caractère transgranulaire (la surface de rupture travers les grains) où

intergranulaire (la surface de rupture contourne les grains)

III.1.1.1.Rupture par clivage

Le clivage est un mode de rupture qui se propage le long des plans cristallographiques de

bas indices de Miller(les plans de clivage (100) pour le CC et (001) pour le

HC).Macroscopiquement, la cassure présente un aspect brillant, à facettes correspondant à chaque

grain du matériau ; c’est un aspect souvent appelé cristallin. À l’échelle microscopique, l’aspect est

très lisse. L’interaction de la fissure avec les défauts structuraux ou avec l’hétérogénéité du métal

conduit des microreliefs très caractéristiques (les rivières et les languettes).

Les rivières se forment à l’intersection du plan par clivage et la dislocation vis, ou par

jonction des deux plans de clivage voisins. Les rivières convergent dans le sens de propagation de la

fissure. Lors du franchissement d’un joint de grains il y a soit multiplication des rivières si la

désorientation est faible, soit réamorçage dans le grain voisin si la désorientation est importante (la

propagation est plus difficiles dans un matériau à grain fins). [26]

Figure.III.2. (a) Clivages bloqués sur des joints de grains. (b) Clivages se propageant de grains en

grains jusqu’à rupture [27]



III.1.1.2.Rupture intergranulaire

Il s’agit d’une décohésion intergranulaire; la rupture survient si les joints des grains sont

fragilisés par accumulation d’impuretés ou d’inclusions. Elle revêt deux aspects qui se rattachent

aux deux précédents. Le premier est très lisse à l’échelle microscopique : la rupture suit les

joints de grain avec des déformations plastiques locales très réduites : c’est l’analogue du clivage.

Au contraire, dans certains cas, l’aspect microscopique présente des cupules. Elles se sont formées

sur les inclusions rassemblées dans les joints. Les critères de rupture se rattachent donc aux

deux critères précédents : contrainte critique ou allongement critique.

III.1.2.Rupture ductile

La rupture ductile est liée essentiellement à la présence d’inclusion ou de précipité. Dans ce

mode de rupture, la déformation macroscopique est généralement importante (consommation

d’énergie élevée) il y a déformation plastique autour des inclusions, formation des microcavités,

allongement de ces microcavités dans le sens de déformation, et coalescence de celle-ci par striction

ou cisaillement provoquant ainsi la rupture finale, À l’échelle macroscopique, la cassure a un aspect

fibreux. À l’échelle microscopique, on voit des microreliefs appelés cupules correspondant à chaque

cavité. Ces cupules peuvent avoir une forme sensiblement circulaire ou, au contraire, allongée dans

une direction si leur formation est accompagnée d’un cisaillement. Le mécanisme de rupture ductile

est donc essentiellement un phénomène de déformation plastique qui survient quand la déformation

atteint une valeur critique εf.

Figure III.3Clivage dans un acier doux [28]



La présence des précipités aux joints des grains peut également entrainer un mécanisme de

rupture conduisant à un faciès intergranulaire ductile à microcupules. [26]

Description des trois stades de la figure

(a) Naissance des cavités sur des inclusions.

En haut, l’inclusion a été clivée. En bas, l’inclusion a été décollée.

(b) Croissance des cavités par déformation plastique de la matrice.

(c) Coalescence des cavités.

En haut, Striction des ligaments internes. En bas, coalescence par cisaillement.[27]

III.2.Influence de la température sur la ductilité

Lorsqu’on effectue des essais de traction sur un acier doux (0,1% C), d’abord à la

température ambiante puis à des températures de plus en plus basses, on constate que, plus la

température d’essai diminue , plus la limite d’élasticité Re0.2 du matériau et sa résistance à la

traction Rm augmente mais que la différence (Rm-Re0.2) et l’allongement à la rupture A%

décroissent La figure III.6offre une représentation graphique d’un tel phénomène. Si l’essai de

traction à lieu à une température égale ou inférieure à θt (La figure III.6), on remarque que la

limite d’élasticité Re0.2 et la résistance à la traction Rm ont la même valeur, et que l’allongement à

la rupture A% est nul ce qui signifier que le matériau est y devenu parfaitement fragile. Cette

Figure III.4Fractographie montrant des cupules

et les inclusions qui ont donné naissance [27]

Figure III.5Schéma des trois stades de rupture

ductile.[27]



température θt est appelé la température de transition ductile-fragile(TTDF).Un tel changement de

comportement repose sur l’effet suivants : quand la température décroit, le mouvement des

dislocations qui est assisté thermiquement, devient de plus en plus difficile; par conséquent, la

cession nécessaire pour mettre en mouvement les dislocations croit. Il s’ensuit que, à une

température suffisante pour entrainer la décohésion brutale du matériau (rupture par clivage) avant

qu’une déformation plastique généralisé ait pu ce produit [29].

Figure III.6: Variation de la limite d’élasticité Re0,2, de la résistance à la traction Rm et de

l’allongement A%, en fonction de la température de l’essai de traction[29].

Partie Expérimentale

Chapitre IV

TECHNIQUES

EXPEREMENTALES

Chapitre IV Techniques Expérimentales


IV.I. Matériau de l’étude :

Dans notre étude, nous avons choisi l’acier inoxydable austéno-ferritique (duplex) de

désignation ASTM A 790 UNS S 32750 selon la norme ASTM et dont le nom commercial est SAF

2507(Figure IV.1). Ce choix est justifié par les deux raisons suivantes :

Sa bonne soudabilité aux basses températures.

Sa bonne résistance à la corrosion aux basses températures.

Les échantillons ont été prélevés d’un tube de diamètre de 3 pouces (17.92 cm) et d’une épaisseur

de 5.49 mm, fourni par l'Entreprise Nationale des Grands Travaux Pétroliers (ENGTP) de Réghaia.

IV.2. Analyse chmique :

Des analyses chimiques ont été effectuées au niveau de L’ENGTP à l’aide d’un spéctromètre

PMI master, la composition chimique de l’acier inoxydable super duplex A790 S32750 est

donnée dans le tableau suivant :

élément C Mn Si P S Ni Cr Mo Cu N

% 0.009 0.65 0.230 0.022 0.0005 6.55 25.40 3.49 0.29 0.2810

Tableau IV.1:la composition chimique de l’acier inoxydable super duplexA790 S32750

Les résultats obtenus dans le tableauIV.1sont conformes à ceux indiqués par la norme ASTM

(tableau IV.2).

élément Cmax Mnmax Simax Pmax Smax Ni Cr Mo Cumax N

% 0.030 1.20 0.80 0.035 0.020 6.0-8.0 24.0-

26.6

3.0-

5.0

0.5 0.24 -

0.32

Tableau IV.2:la composition chimique de A790 S32750selonla norme ASTM.

IV.3. Caractéristiques mécaniques de l’acier étudié :

Les propriétés mécaniques de l’acier inoxydable super duplex A790 UNS S 32750 sont présentées

dans le tableau IV.3 suivant

Désignation Re0.002 (MPa) Rm (MPa) A% HRC

32750 550 800 15% 32

Tableau IV.3:Les propriétés mécaniques de l’acier inoxydable super duplex A790 UNS S32750



IV.4. Métal d’apport :

Le métal d’apport doit avoir une composition chimique aussi proche que possible de celle

de métal de base afin d’assurer une continuité aux niveaux des joints soudés. Le choix de

métal d’apport utilisé est selon la norme ASME SECTION IX: ER2594 (Voir ANNEX III) pour le

procédé TIG sous forme de baguette. La composition chimique du métal d’apport utilisé est

présentée dans le tableau IV.4:

Elément C Si Mn P S Cr Ni Mo

% 0.008 0.40 0.40 0.015 0.0005 25.21 9.32 3.90

Elément H Co V Ti Cu Nb N

% <0.01 0.058 0.094 0.003 0.097 0.01 024

Tableau IV.4:La composition chimique du métal d’apport ER2594

IV.5. Exécution de l’opération de soudage

Les deux coupons de 3 pouces de diamètre, et de 5.49 mm d’épaisseur sont soudés à l’aide

du procédé TIG afin de garantir des bonnes propriétés au cordon, et pour réduire le plus possible les

risques de formation des défauts.

De même le procédé TIG est caractérisé par un apport important en énergie, nécessaire pour

la mise en solution des aciers en questions.

Notons que la disposition des éprouvettes est suivant la position ’’5G’’[ou les deux coupons

sont positionnés horizontalement et le soudeur exécute l’opération en se déplaçant du bas vers le

haut (soudure montante)] (voir Annexe II).

Position 5G

Figure IV.1 : position de soudage.

La distance entre l’électrode et la zone à souder doit être contrôlée, trop éloignée, l’arc

s’interrompt, trop près ou contacte il y a court-circuit et la pointe de l’électrode s’émousse. Il faut

alors la «repointer» à la meuleuse ou à l’affûteuse



Le soudeur tient en main un fil (ou bien une tige) de métal d’apport pour former et

alimenter le bain de fusion. De l’autre main il tient la torche pour établir l’arc avec la pièce à

souder.

Matériel utilisé pour procédé GTAW :

1. Un poste de soudage équipé de câbles.

2. Une source de gaz inerte équipée de tuyaux, détendeurs,…etc.

3. Une source d’eau (pour certains types de torches),

4. Une torche sur laquelle les éléments sont branchés, sert aussi à diriger l’arc.

Les passes de soudage :

1-le soudage se fait selon trois étapes : étape de pénétration (1 passe), étape de bourrage (2 passes),

étape de finition (2 passes)

2-la double protection est maintenue pour les deux premières passes (pénétration + bourrage).

FigureIV.2 : Schéma illustratif des passes de

soudage utilisés.

IV.5.1.Paramètres de soudage :

N° de

passe I(A) U(v)

Temps de

soudage

(min)

Vitesse de

soudage

(cm/min)

Energie de

soudage

(KJ/cm)

Température°

entre

passe(C°)

Temps

entre passe

(min)

1 72-76 10,2 -11 ,2 6 min 55 s 3,46 14,62 90 4

2 85 90 10,4-11,2 2 min 45 s 8,71 6,95 95 2

3 82 89 10,6-11,5 3 min 01 s 7,94 7,74 95 3

4 83 90 10,8-11,8 2 min 57 s 8,11 7,85 90 3

5 80 90 10,9-11,9 2 min 54 s 8,25 7,78 - -

Tableau IV.5 : relevés des paramètres de soudage de tube

Figure IV.3:le tube soudé

Plus de détails voir SPECIFICATION DU PROCEDURE DE SOUDAGE (Annexe IV).



IV.6. La radiographie

Le contrôle a été fait par la méthode des rayons gamma. L’opération se déroule comme suit :

La pièce est soumise à l’action d’une source de rayonnement, ce dernier sortant est en

fonction de l’épaisseur traversé. L’intensité transmise sera plus élevée ou plus faible en

fonction du défaut.

Une image se forme sur le film après exposition pendant un temps donné en fonction du

matériau, de l’épaisseur, de la puissance de la source et de la qualité du rayonnement.

Le film est développé en le faisant passer par un révélateur, bain d’arrêt, fixateur (bain

acide) et de bain de rinçage respectivement, ensuite on fait passer le film dans un

appareil pour le sécher. Ensuite le film est interpréter à l’aide d’un négatoscope

(appareil d’éclairage adapté).

IV.7. Prélèvement et préparation des échantillons

Les éprouvettes ont été usinées à l’aide d’une fraiseuse afin de réaliser des éprouvettes de

tractionet de résilience dont les entailles ont été réalisées dans la ZAT. La localisation de ces

éprouvettes est montrée dans la figure IV.5.

Figure IV.4.Représentation schématique du mode de prélèvement des échantillons à partir du tube

soudé

IV.8. Caractérisation structurale :

IV.8.1. Préparation des échantillons :

Pour l'analyse structurale, en microscopie optique et électronique, nous avons préparé les

échantillons par polissage au papier abrasif de granulométrie décroissante (papier de 320, 600,800,

1000, 1200, 2000 et 4000 sous lubrification d’eau, ce processus est achevé par un polissage de

finition sur papier feutre avec de la pâte diamantée.



IV.8.2. Attaque métallographique :

L’analyse métallographique nécessite une bonne préparation des surfaces par polissage suivi

d’une attaque appropriée afin de révéler les joints des grains, et de différencier entre les phases

existantes. On a réalisé, sur nos échantillons, deux attaques, la première chimique et la seconde

électrolytique.

IV.8.2.1. Attaque chimique :

L’attaque chimique provoque une dissolution différentielle des phases suivant leur nature et

leur composition. Dans notre étude, on a utilisé comme réactif le Glycérégia, ce dernier permet de

révéler les joints de grains ferritiques et austénitiques, les interfaces, les joints de macles, la

précipitation des phases intermétalliques et la morphologie de la structure

IV.8.2.2. Attaque électrolytique

L’appareillage utilisé se compose d’un bêcher contenant l’électrolyte. D'une alimentation en

courant continue. L’échantillon est relié à la borne (+) du générateur en position d'anode. La

cathode en acier inoxydable est reliée à la borne (–) du générateur. Dans cette étude nous avons

pratiqué une attaque électrolytique avec une solution d'acide oxalique. Les paramètres utilisés dans

l’opération d’attaque sont représentés dans le Tableau IV.6 La cellule électrolytique est

schématisée dans la Figure IV.4’

Tableau IV.6: Descriptiondessolutions d’attaque utilisées

Type d’attaque Type de solution Composition et paramètres

Chimique Glycérégia

10 ml HNO3

20 ml HCL

30 ml Glycerol

Temps : 3mn

Electrolytique Acide oxalique

Concentration 10 %

Tension 5V

Temps : 30 s



Figure IV.5: La cellule électrolytique

IV.8.3. Observation microscopique

L’observation des microstructures a été effectuée au niveau du laboratoire ENSMM-

ANNABA, à l’aide d’un microscope optique type Nikon eclipse LV100ND muni d’une caméra

numérique avec logiciel "NIS Element D 4.10"ce qui facilite la sauvegarde des micrographies

obtenues. On a pris les microstructures des différentes régions du joint soudé : zone fondue, zone de

liaison, zone affectée thermiquement ainsi que du métal de base de nos échantillons.

Figure IV.6:microscope optique type Nikon eclipse LV100ND

Acide oxalique

Source de courant



IV.9. Caractérisation Mécaniques

IV.9.1.Essai de Pliage

Nous avons fait deux méthodes de mesure du pliage au niveau du laboratoire des essais

mécaniques de ENGTP à l’aide d’une machine de pliage de marque INSTRON WOLPERT, (2

échantillons pour essai à l’envers et 2 échantillons pour essai à l’endroit) dépend de mise en

position sur mandrin.

Figure IV.7: les deux méthodes du pliage Figure IV.8 : machine de pliage de

a) pliage endroit b) pliage envers marque INSTRON WOLPERT

Figure IV.9:Les éprouvettes de pliages avant et après essai



IV.9.2 Essai de traction

Des éprouvettes sont préparées selon la norme ASME IX. Les essais de traction ont été

réalisés au laboratoire de GTP à l’aide d’une machine d’essai hydraulique de marque

INSTRON WOLPERT . Ces essais ont été effectués à température ambiante avec une vitesse

de déformation constante.

Figure IV.10: machine du traction de marque INSTRON WOLPERT

Figure IV.11: Les éprouvettes de traction avant et après essais



IV.9.3 .Essai de dureté Vickers

Les mesures de dureté sont faites sur un duromètre au laboratoire de contrôle de GTP.

Elles sont prises sur le dernier passe de soudage suivant le profile montré par Figure IV.12.

L’exécution des mesures sur chaque profil commence du métal de base, en allant vers la ZAT puis

le centre de cordon de soudure (la zone fondue) et le métal de base de l’autre coté (Figure IV.12).

Le pénétrateur est en forme de pyramide droite à base carrée, la valeur de la dureté consiste à

mesurer les deux diagonales de l’emprunte reliés à la charge appliquée par la relation (Figure –

IV.11)

Figure –IV.12- Dimensions de l’empreinte et formule de calcul de la dureté Vickers.

Figure IV.13: profil de la dureté

Figure IV.14:la machine de la dureté de marque INNOVATEST NEMESIS 9000



IV.9.4 .Essai de résilience

La résilience caractérise la capacité d’un matériau à absorber les chocs sans se rompre.

L’essai consiste à rompre d’un seul coup de mouton pendule (Charpy) (Figure IV.15), une

éprouvette entaillée en son milieu et reposant sur deux appuis. On détermine l’énergie absorbée

dont en déduit la résilience. La résilience est l’énergie de rupture exprime en joules/cm2.

Résilience = énergie absorbée par la rupture W (joules)/ section au droite de l’entaille (cm2)

Figure IV.15 : Schéma illustratif du mouton Figure IV.16: machine de résilience de

Charpy [5]. Marque INSTRON WOLPERT PW30

Le code de construction exige l’application de l’essai (ASME B31.3،ASME B31.4 ET B31.8)

L’essai de résilience se fait dans la zone affectée thermiquement (ZAT).

1-essais à la température ambiante :

Il faut que les éprouvettes aient la température

du milieu ambiant.

2-essais à basse température : les éprouvettes

sont immergées dans un liquide refroidisseur

Azote liquide (ou bien la neige carbonique)

contenu dans un récipient muni d’un appareil

d’évaluation de la température ’’

thermocouple’’. FigureIV.17 : instrumentation de refroidissement



FigureIV.18 : Les éprouvettes de résilience avant et après essais

3. Expansion latérale :

Expansion latérale est l’accroissement de largeur de l’éprouvette après rupture comparée à

la largeur d’une éprouvette non cassé, mesure prise sur la face comprimée, parallèlement à la ligne

constituée par le fond de l’entaille

Expansion latérale = largeur de l’éprouvette après la rupture - largeur de l’éprouvette avant la

rupture.

Figure IV.19: appareil de mesure de l’expansion latérale



IV.8.Observation des faciès de rupture :

IV.8.1 Fractographie macroscopique :

L’observation macroscopique nous donne la possibilité d’identifier la nature de la rupture,

si elle est de type ductile, fragile ou mixte grâce au faciès des surfaces de rupture :

Dans le domaine de rupture ductile, où l’énergie de rupture est élevée, le faciès est à

« nerfs »

Dans la zone de rupture fragile, où l’énergie de rupture est faible, le faciès est

à« grains » ou « cristallin » (plage brillante).

- Le faciès est mixte dans la zone de transition ductile- fragile.

IV.8.2 Fractographie microscopique :

L’objet de la fractographie microscopique est de déterminer les caractéristiques des surfaces

de rupture en vue de préciser les mécanismes ayant conduit à leur formation. Pour cela nous avons

utilisé pour l’observation de nos échantillons un microscope électronique à balayage(MEB). Les

images de la fractographie des faciès de rupture ont été prises au niveau de laboratoire ENSMM-

Annaba.

IV.8.2.1Principe de fonctionnement du M. E. B

Le microscope électronique utilisé est de type QUANTA 250 en utilisant le signal produit

par l’émission d’électrons secondaires qui sont sensibles au micro relief de la surface optique. Il est

couplé à un système de micro-analyse (EDX).

Les échantillons doivent présenter une conductibilité superficielle de l’électricité pour

écouler les charges.

Le principe général du microscope électronique à balayage (M.E.B.) consiste à focaliser, à

l'aide d'une sonde électronique, un faisceau très fin d’électrons (appelés électrons primaires) sur une

aire réduite de la surface de l’échantillon, ainsi l'aire totale qu'on désire explorer est balayée point

par point par le faisceau électronique.

L’interaction électrons – matière donne lieu à divers rayonnements spécifiques (électrons

secondaires, électrons rétrodiffusés, électrons transmis, électrons Auger et rayons X) qui

transportent des informations sur l'objet dont ils sont issus le traitement de ces rayons permet de

déduire la description de l’objet traité.



Figure IV.20: le microscope électronique à balayage(MEB)

Chapitre IV

RESULTAS

ET

INTERPRITATIONS

Chapitre V Résultats et Interprétations


V.1.Résultat de La radiographie :

Figure V.1:Le film de la radiographie du tube soudé

Discussion :

Le test de la radiographie traduit, une structure saine sans défauts tels que les soufflures ou

nids de porosité.

V.2. Résultat de l’examen métallographique :

V.2.1 .Examen macrographique :

Figure V.2: Macrographie à l’aide d’un

appareil photo numérique

Figure V.3: La macrographie du cordon de soudure obtenu par imagerie MEB



L’examen macrographique n’a révélé aucun défaut susceptible d’engendre la rupture ou la

fissuration du cordon de soudure, elle montre aussi l’homogénéité du métal d’apport par rapport au

métal de base super duplex. On peut clairement constater qu’il y a une différence morphologique

entre la zone fondue et le métal de base au fait que la zone fondue est obtenue par coulée lors du

soudage alors que les métaux de base sont obtenus par laminage

V.2.2.Examen micrographique :

Figure V.4 : Micrographie optique de la ZF, ZAT, MB (X100)

La figure III.8, represente la Micrographie optique du cordon de soudure avec ces trois

régions Distincts, la zone fondue, la zone affectée thermiquement et le métal de base.

Figure V.5: la micrographie optique du MB (X50 ET X500).

On observe dans ces figures une microstructure qui est composée de deux phases

cristallographiques du fer, la ferrite et l’austénite dans des proportions proches de 50/50% en

volume. Cet équilibre est obtenu par l’analyse de l’acier. (Les grains ferritiques en noir et les grains



austénitiques en blanc) et une orientation des grains allongée due à l’effet du laminage de cet acier

au cours de sa production.

Figure V.6 : Micrographie optique de la ZAT (X500) et ZAT(X1000).

On remarque sur cette figure :

La coexistence de deux phases: la ferrite δ et l’austénite γ, en proportion différentes.

Un grossissement est observé dans les deux phases (ferrite et austénite), avec un

grossissement plus prononcé des grains ferritiques que ceux de l’austénite, cela peut être

attribué à la variation de la vitesse de diffusion des éléments d’alliage dans la ferrite à

chaque température, qui est de 100 à 1000 fois plus rapide que celle dans l’austénite [6].

la microstructure de la zone affectée thermiquement montre une transformation de la forme

lamellaire à la forme équiaxiale.

.



Des inclusions

Figure V.7 : Micrographie optique des différentes zones de la ZF (X100)

Zone1 : passe de pénétration Zone2 : passe de bourrage

Zone 3 : passe de finition

Discussion

La microstructure de la zone fondue est une microstructure en aiguilles (dendritique) de

Widmanstätten, issue d’une germination de la ferrite avec une grande vitesse, l’austénite est

amorcé sous forme d’ilots dans une matrice ferritique.

Zone 1

Zone 2 Zone 3



V.3. Calcul du taux de dilution :

La dilution représente la proportion dans laquelle le métal de base participe, par sa propre

fusion, à l’élaboration de la zone fondue. Le taux de dilution est considéré comme étant le rapport

entre le volume de base et celui de l’ensemble de la zone fondue, comme montré sur la figure ci-

dessous.

Figure V.8 : Calcul du taux de dilution.

Afin de calculer ces aires, nous avons utilisé Adobe Illustrator, qui est un logiciel de

création graphique vectorielle.

Figure V.9 : Détermination des aires pour le calcul du taux de dilution.

La norme exige que le taux de dilution doive avoir une valeur comprise entre 15% à 35%, dans le

procédé TIG. La valeur obtenue semble logique donc notre procédé est bien fait.



V.4. Résultat du Taux de ferrite :

La zone % de ferrite Moyenne %

Métal de base

54.6

56.28

48.3

60.1

59.8

58.6

ZAT

59.0

60.06

61.3

53.5

62.2

64.3

Zone fondue

63.0

65.25

65.4

68.2

64.3

65.3 Tableau V.1- le taux de ferrite dans chaque zone

Discussion :

Nous constatons que le taux de ferrite diffère d’une zone à une autre. Le taux le plus élevé

est dans la zone fondue, puis la zone affectée thermiquement et en fin le métal de base avec une

valeur 56.28%.Cette différence est dû à l’amorçage d’austénite dans les joints de grain de ferrite ce

qui diminue le taux d’austénite.

V.5.Les Essais Mécaniques

V.5.1 Essai de pliage :

Repère

Dimensions

Éprouvette

Diamètre

du poinçon

(mm)

type de pliage

Observations Largeur

(mm)

Epaisseur

(mm)

Envers Endroit

Eprouvette 1 38 5.49 25 X Rien à signaler




Tableau V.2- Résultats de l’essai de pliage pour les quatre éprouvettes.



Discussion :

Le cordon de soudure peut être jugé de bonne qualité vue l’absence totale de fissures au

niveau du joint soudé.

V.5.2.Essai de traction :

Eprouvette

Dimensions

éprouvette

Domaine

Elastique

Domaine

plastique

A(%)

observations

L

(mm)

Ep

(mm)

S

(mm2)

Fe

(N)

Re

(MPa)

Fm

(N)

Rm

(MPa)

1 12.5 5.17 64.63 43393.6 671.47 63118.41 976.69 18%

Rupture

hors

soudure

2 13.24 5.94 78.65 50643.5 643.91 73659.07 936.59 17.5%

Rupture

hors

soudure

Tableau V.3: Résultats de l’essai de traction pour les deux éprouvettes.

Discussion :

Le tableau ci-dessus regroupe les différents paramètres de l’essai de traction.

Nous constatons une petite différence dans les résultats de deux éprouvettes. Cette

différence est due généralement aux tolérances géométriques, à l’état de surface des

éprouvettes et aux conditions d’essai.

La rupture ne s’est pas produit au niveau de joint soudé, ce qui permet de dire que

l’opération de soudage a était faite dans de bonnes conditions .Nous avons constatés que

la rupture des deux éprouvettes est de type ductile avec une zone de déformation

plastique acceptable.



V.5.4.Essai de dureté :

Eprouvette N de point HV

Métal de base (HV10) 1 338,91

ZAT(HV5) 2 337,73

3 337,59

ZF (HV5)

4 345,68

5 346,69

6 344,23

ZAT (HV5) 7 336,82

8 337,25

Métal de base (HV10) 9 337,95

Tableau V.4 : Résultats de l’essai de dureté Vickers.

Figure V.10: la courbe de profil de la dureté

Discussion :

La courbe de dureté reflète les structures discutées précédemment. Une dureté de l’ordre de 343 HV

est obtenue dans la zone fondue, cela peut être lié à la structure aciculaire en forme d’aiguille de

type Widmanstätten. Une zone de dureté de l’ordre de 336 HV est rencontrée dans le métal de base,

qui présente une microstructure mixte de ferrite austénite, on remarque par ailleurs une chute dans

la zone affectée thermiquement, liée probablement au grossissement des grains de ferrite et

330

332

334

336

338

340

342

344

346

348

1 2 3 4 5 6 7 8 9

Du

reté

HV

position



d’austénite. Ces résultats semblent logique vue la composition de chaque zone, et la concentration

des éléments d’alliage notamment le chrome, influencée par le traitement (soudage).

V.5.5.Essai de résilience :

Tableau V.5: Résultats de l’essai de résilience aux différentes températures

Les resultats obtenus pour le test de resilience sont regroupés dans le tableau

Figure V.11: la courbe de résilience de la ZAT

Dimension de

l’éprouvette

T° de l’essai

[°c]

Energie absorbée

[j]

Résilience

[j/cm2]

5×10 0 119.8 299.5

5×10 -20 104.5 261.25

5×10 -40 98.8 247

5×10 -60 83.9 209.75

5×10 -80 79.9 199.75

5×10 -100 77.7 194.25

5×10 -120 72.1 180.25

5×10 -140 70.1 180.25

5×10 -170 66.8 197

5×10 -196 28.9 72.25



Type

D’essai

Localisation

entaille Dimension

Eprouvette

(mm)

T°de

L’essai

(°c)

Energie

Absorbée

(J)

Valeur

Moyenne

(J)

1 Impact(V) ZF 10×5 -40 76.6

86.70

2 Impact(V) ZF 10×5 -40 82.7

3 Impact(V) ZF 10×5 -40 100.8

1 Impact(V) ZAT 10×5 -40 98.2

104.33

2 Impact(V) ZAT 10×5 -40 109.3

3 Impact(V) ZAT 10×5 -40 104.9

Tableau V.6: les résultats de l’énergie absorbée dans les différentes zone d’un cordon de soudure à

-40°C.

Figure V.12: Histogramme montre l’énergie absorbée et le taux de ferrite dans la ZF et la ZAT à -

40°C.

Nous remarquons que l’énergie absorbée est plus élevée dans la ZF que dans la ZAT et elle est

inversement proportionnel au taux de ferrite, donc la teneur en ferrite est la cause de la fragilisation

de la ZF.

0

20

40

60

80

100

120

ZF ZAT

Energie absorbée

taux de ferrite



V.5.5.1.Macro fractographie des facies de la rupture

T=0

T= -20

T= -40

T= -60

T= -80

T= -100

T= -120

T= -140

T= -170

T= -196

Tableau V.7: les faciès de rupture aux différentes températures.



Discussion :

Tout d’abord on constate que plus la température de l’essai est basse et plus l’énergie de

rupture est faible (l’éprouvette résiste moins aux chocs), cela est due à la réduction du volume des

mailles cristallines qui provoque la réduction du domaine plastique d’où la rupture est favorisée.

La courbe de résilience (Figure V.9) peut être décomposée en trois zones différentes, selon la

nature de la rupture de l’éprouvette :

Domaine de rupture ductile: il est caractérisé par un faciès de rupture à nerf, la rupture

s’est produite après une certaine déformation plastique avec une grande énergie absorbée

par l’éprouvette, ce domaine correspond à l’intervalle de température de 0 à -60 °C.

Domaine de rupture mixte: il est caractérisé par un faciès de rupture mixte c.-à-d. une

partie qui a subi une déformation plastique (rupture ductile) et l’autre partie sans

déformation plastique (rupture fragile), un intervalle de température de -60 à -140 °C est

préconisé pour ce domaine.

Domaine de rupture fragile: un faciès de rupture à grain (Brillant) caractérise la rupture

des éprouvettes de ce domaine, la rupture s’est produit sans déformation plastique avec une

faible énergie absorbée par l’éprouvette, ce domaine correspond à l’intervalle de

température compris entre 140 à -196°C, (Tableau V.7).

V.5.5.2.Détermination de la température de transition ductile fragile :

L’énergie qui correspond à température de transition ductile fragile (Wt), peur être calculer en se

servant de l’équation suivante :

Wt =

=

=74.35 j où

Wd : l’énergie maximale dans le domaine ductile.

Wf : l’énergie maximale dans le domaine fragile.

Cette valeur d’énergie correspond d’après la courbe ci-dessus à une température de

transition ductile fragile approximativement égale à – 115 °C.



V.5.5.3.Expansion latérale :

Température L’expansion latérale (mm)

0 4,942

-20 4,782

-40 4,631

-60 4,598

-80 3,967

-100 3,462

-120 3,012

-140 2,164

-170 1,862

-196 1,715

Tableau V.8: Résultats de l’expansion latérale après essai de résilience

Les valeurs obtenues de l’expansion latérale, reflètent bien les différents comportements

rencontrés comportement purement ductile à haute température avec des expansions de l’ordre de

4,74 mm, un comportement mixtes, avec des expansions latérale de l’ordre de 3,48 mm, enfin un

comportement fragile avec des expansions latérale de l’ordre de 1,91 mm.

-220 -200 -180 -160 -140 -120 -100 -80 -60 -40 -20 0 20

0

1

2

3

4

5

6

défo

rmat

ion

laté

rale

Température(°C)

Figure V.13: La courbe d’expansion latérale



La courbe d’expansion latérale illustre les variations mentionnées précédemment, on

retrouve la même allure de la courbe de résilience. On remarque une diminution de l’expansion

latérale en fonction de la température, due au changement de comportement, qui est ductile à

hautes températures, fragile à basses températures, et qui combine les deux comportements à des

températures intermédiaires.

V.6.Résultats d’observations des faciès de rupture avec le MEB :

V.6.1.Fractographie macroscopique (la macro-fractographie)

Figure V.14: Macro et micro fractographie de faciès de rupture à la traction en électrons

secondaires.

La rupture ductile s'amorce à 1'intérieur de la zone de striction lors d'un essai de traction,

pour se propager radialement vers l’extérieur, ou des conditions de contraintes planes favorisent un

cisaillement, responsable de la formation de la collerette externe.

Le faciès de rupture obtenus par traction à la température ambiante, révèle l’aspect fibreux

de cette rupture issue d’une coalescence de microcavités précédée par une déformation plastique.

L'examen de la surface de rupture conduit aux observations suivantes :

macroscopiquement la surface de rupture est plate au centre, d'aspect mat, avec une

couronne, éventuellement discontinue, en périphérie, ou la rupture a eu lieu par cisaillement

à environ 45°.

À fort grandissement, la zone centrale est constituée d'une multitude de petites cupules

adjacentes, contenant fréquemment des résidus d'inclusions



On peut voir sur les images ci-dessus, les cupules correspondant à chaque cavité. Ces

cupules ont une forme circulaire allongée résultat d’un cisaillement.

Dans ce qui suit, on va présenter les faciès de rupture issus de l’essai de résilience à

différentes températures :

Pour le faciès de rupture à 0ºc : une rupture ductile à nerf observée à un grossissement de

l’ordre de fois.

A fort grossissement, on voit les cupules de forme sensiblement circulaire, reflétant ainsi une

rupture ductile.


réalisée à 0ºc.




réalisée à -40ºc.

Le faciès de rupture, obtenu pour un test de résilience réalisée à 40ºc révèle une rupture ductile de

même aspect que celle observée à 0ºC.



La morphologie des surfaces de rupture par clivage correspond à une propagation

transgranulaire sur cette dernier figure, on remarque clairement que les surfaces de ruptures sont

différentes des lignes de glissement. Une autre caractéristique des ruptures de clivage est la

présence relativement fréquente des lignes parallèles à la direction de propagation : les rivières.



Elles sont la trace de raccordements de la fissure se propageant sur des plans situes a

niveaux très légèrement différents. Ces variations de niveau peuvent être engendrées par le passage

d'un joint de faible désorientation ou par les décalages cumules induits par les traversées de

dislocations vis.



Le clivage est un mode de rupture dont le mécanisme principal est la séparation des plans

atomiques pratiquement sans déformation. La rupture fragile est obtenue par clivage, rupture le long

de plans denses de chaque grain. Particulièrement fréquent dans les cristaux ioniques, il peut être

observé dans les métaux, en particulier dans le cas des faibles symétries cristallines comme les

cubiques centres ou hexagonaux.

Ce mode de rupture étant en compétition avec la déformation plastique, il est facilité par une

faible température, lorsque les mécanismes de déformations sont moins actifs.

La morphologie des surfaces de rupture par clivage correspond à une propagation transgranulaire

sur la microfractographie obtenue à la température de -196ºC, on remarque clairement que les

surfaces de ruptures sont différentes des lignes de glissement. Une autre caractéristique des ruptures

de clivage est la présence relativement fréquente de lignes parallèles à la direction de propagation :

les rivières. Elles sont la trace de raccordements de la fissure se propageant sur des plans situes à

des niveaux très légèrement différents. Ces variations de niveau peuvent être engendrées par le

passage d'un joint de faible désorientation ou par les décalages cumules induits par les traversées de

dislocations vis.

CONCLUSION GENERALE

Page 60

Conclusion Générale :

Cette étude nous a permis de mettre l’accent sur le comportement à la rupture dans le

domaine de la transition ductile-fragile d'un tube soudé utilisé dans le transport du gaz. Le tube

utilisé dans notre étude est en acier inoxydable super duplex, soudé par le procédé de soudage TIG

(GTAW). Cette étude nous a conduits à conclure par les points suivants:

Le cordon de soudure est jugé de qualité vu son bon comportement aux différents

tests mécaniques : essai de pliage, essai de traction, essai de résilience.

La macrographie du cordon de soudure obtenue par imagerie MEB (électrons

secondaires, rétrodiffusés) avec des grossissements de l’ordre 80, confirme la bonne

soudabilité de notre matériau.

La rupture en traction se fait en dehors de joint de soudure avec une zone de

déformation plastique acceptable.

La rupture par chocs produit de même en dehors de cordon de soudure. Avec trois

différentes zones, selon la nature de la rupture, une rupture ductile correspond à

l’intervalle de température de 0 à -60 °C, caractérisée par une grande valeur

d’expansion latérale, une rupture fragile correspond à l’intervalle de température

compris entre -140 à -196°C caractérisée par une faible expansion latérale, et une

rupture à caractère mixte est rencontré, à un intervalle de température de -60 à

-140°C.

L’expansion latérale suit une loi de variation, similaire à celle de la résilience (même

allure de la courbe d’expansion latérale que celle de la résilience).

La température de la transition ductile fragile est estimée d’après la courbe de

résilience à -115°C qui correspond à une énergie absorbée de l’ordre de 74.35J.

L’observation des faciès de rupture a révélé :

Pour les faciès de rupture en traction :

Macroscopiquement la surface de rupture est plate au centre, d'aspect mat, avec une

couronne, éventuellement discontinue, en périphérie, ou la rupture a eu lieu par

cisaillement à environ 45°. À fort grandissement, la zone centrale est constituée d'une

multitude des petites cupules adjacentes, contenant fréquemment des résidus

d'inclusions. Ces cupules ont une forme circulaire allongée résultat d’un cisaillement.

Page 61

Les faciès de rupture obtenus par essai de choc à 0ºc à faible grossissement, traduit

l’aspect ductile de cette rupture par la présence des nerfs à la surface. A fort

grossissement, des cupules de forme sensiblement circulaire sont rencontrés.

Une rupture par clivage est observée à basse température caractéristique d’une rupture

fragile.

REFERENCES

BIBLIOGRAPHIQUES

Références bibliographiques

[1] P.J.Cunat « Aciers inoxydables : Critères de choix et structure, Techniques de l'ingénieur,

M4540, 2000.’’

[2] M. Colombié. "Aciers inoxydables", Techniques de l'Ingénieur, M320, 1991

[3] J. C. Lippold, D.J. Kotecki. Welding metallurgy of stainless steel.

[4] ASM metals Hand book, 8th edition, vol. 8, ASM international, Materials Park, OH, P. 291

[5] D. Peckner, I. M. Bernstein. Handbook of stainless steels, McGraw-Hill, New York.

[6] G.David Les aciers inoxydables, propriétés, mise en œuvre, emploi et norme, Technique

et documentation, Paris 1990.

[7] J. Barralis, G. Mader Précis de Métallurgie, élaboration, structures- propriétés et normalisation.

[8] C. Bonnet. Le soudage, Métallurgie et produit.

[9] J. Charles. Composition and properties of duplex stainless steel. Welding in the world, 36(1995)

43-54.

[10] S. L. F. GARFIAS-MESIAS, J. M. SYKES, C. D. S. TUCK. The Effect of Phase

Compositions on the Pitting Corrosion of 25Cr Duplex Stainless Steel in Chloride Solution.

Corrosion Science, Vol.38, No.8, 1996.

[11] R. N. GUNN. Duplex Stainless Steels.2000.

[12] P. Lacombe, B. Baroux, G. Beranger Les aciers inoxydables, Editions physique, 1990.

[13] P. J. Cunat .Propriétés, Résistance à la corrosion, Technique de l’ingénieur, M 4541, 2000.

[14] W. C. Kovach .High perfermance stainless steels, Technical Marketing Ressources.

[15] P. Lacombe, B. Baroux, G. Beranger Les aciers inoxydables, Editions physique, 1990.

[16] P. G. Cunat Mise en œuvre des aciers inoxydables, Technique de l’ingénieur, M 4544, 2000.

[17] F. Delattre Le soudage des aciers inoxydables, Dunod Paris, 1969.

[18] Welding of stainless steels, Euro Inox, Paris, 1998.

[19] R. Raus, W. Chapeau Raus Application du soudage aux constructions, Paris 1979.

[20] H. Gonjon Bases métallurgiques, Publication de la soudure Hotogéne, 1995.

[21] Dr. C. P. Chen Investigation laser beam welded duplex stainless steels, 2001.

[22] Fatigue sollicitation thermique, Journées organisées par la commission de fatigue de la société

Française de Métallurgie et de métaux.

[23] J. Barralis, G. Mader Métallurgie, tome 2, alliage ferreux, 1983.

[24] S. S. M. Tavares, V. F. Terra, J. M. Pardal, M. P. Cinda Fonseca Influence of the

microstructure on the toughness of a duplex stainless steels UNS S 31803, Journal of materials

science, 2005.

[25] T. A. Palmer, J. W. Elemerand Jeo Wong In situ observations of ferrite- austenite

transformations in duplex stainless steels weldements using synchrotron radiation, Science and

Technology of welding and joining, 2002.

[26] Dominique François technique de l’ingénieur: Essais de rupture M126.

[27] Dominique François ENDOMMAGEMENTS ET RUPTURE DE MATÉRIAUX École

Centrale de Paris].

[28] Clement Lemaignan, La rupture des matériaux.

[29].Jean-paul Baillon& Jean-Marie Dorlot, DES MATERIAUX, Presse internationales

polytechnique CANADA Troisième Edition.

ANNEXES

LISTE DES ANNEXES

ENSMM-ANNABA 2015/2016

ANNEXE I

Présentation de l’E.N.G.T.P

Dénomination : Entreprise Nationale de Grands Travaux Pétroliers

Logo : E.N.G.T.P.

Statut : Société par actions

Régime juridique : Entreprise publique économique

Filiale du groupe : SONATRACH

Siège social : zone industrielle BP 09 - Reghaia – Alger Siège de la direction générale

GTP est une société, filiale du groupe SONATRACH, qui offre des services de construction

d’ouvrages destinés à la production, transformation et distribution des Hydrocarbures, la pose de

canalisation à grande distance, l’engineering, la maintenance industrielle, le soudage et le contrôle

de soudage. Pour réaliser ses missions, GTP s'appuie sur un groupe à l'expérience nationale et

internationale reconnue, le Groupe SONATRACH.

DOMAINES D’INTERVENTIONS

GTP intervient dans les secteurs suivants :

Hydrocarbures.

Chimie et pétrochimie.

Energie.

Matériaux de construction.

Hydraulique.

LES ACTIVITES DE G.T.P

GTP effectue toute sorte d’activités : Engineering, Génie civil et bâtiments, Montage

industriel, Préfabrication, Canalisation, Soudage, Contrôle et essais, Traitement thermique,

maintenance industrielle.

LISTE DES ANNEXES


ANNEXE II

LES DIFFERENTES POSITIONS DE SOUDAGE

Joints bout à bout avec chanfrein

LISTE DES ANNEXES


II – Pour les tubes

LISTE DES ANNEXES


ANNEXE III

La composition chimique du métal de base selon la norme ASME IX

LISTE DES ANNEXES


La composition chimique du métal d’apport selon la norme ASME IX

LISTE DES ANNEXES


ANNEXE IV

Prellminary WPS: Welding Procedure Specification

Spécification de soudage Préliminarie

LISTE DES ANNEXES


LISTE DES ANNEXES


LISTE DES ANNEXES


LISTE DES ANNEXES


LISTE DES ANNEXES


Documents

Département Science et Génie des Matériaux©moires/upload/LATRECHE Mohamed et... · ECOLE NATIONALE SUPERIEURE DES MINES ET METALLURGIE ENSMM-Annaba-Département Science et Génie