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Toute reproduction sans autorisation du Centre français d’exploitation du droit de copie est strictement interdite. © Techniques de l’Ingénieur, traité Matériaux métalliques M 3 160 − 1 Mise en forme des alliages de titane par Yves COMBRES Docteur en sciences et génie des matériaux Ingénieur civil des Mines Chef de service Fusion-Forge à CEZUS e titane et ses alliages offrent de nombreux avantages comparés à d’autres métaux du fait de leur excellent compromis propriétés mécaniques/résis- tance à la corrosion. Un de leurs domaines d’application privilégiés est le secteur aéronautique et spatial (disques de moteurs d’avion, train d’atterrissage, carters, éléments de voilure...). 70 % du marché consiste en des produits longs destinés à être matricés ; les 30 % restants sont surtout des produits plats pour l’embou- tissage ou le gonﬂage superplastique. Au moins autant, sinon plus, que pour tout autre système d’alliage, les pro- priétés d’emploi des alliages de titane sont extrêmement dépendantes de la microstructure. Ainsi, aﬁn d’obtenir la meilleure nuance pour une application donnée et d’optimiser les caractéristiques mécaniques, on a toujours recours à des traitements thermomécaniques et thermiques dans les étapes de fabrica- tion. Le but est d’obtenir non seulement la forme ﬁnale de la pièce, mais aussi la microstructure adaptée au cahier des charges des propriétés mécaniques. L’objectif de cet article est donc de fournir aux utilisateurs potentiels du titane et de ses alliages des notions de base sur la fabrication des demi-produits ou des produits ﬁnis par forgeage, laminage, ﬁlage, tréﬁlage, emboutissage et gonﬂage superplastique. Pour ce faire, ce texte sera divisé en trois parties. Tout d’abord, la métallurgie du titane (phases en présence, morphologie...) sera brièvement rappelée ainsi que les évolutions microstructurales dynamiques et statiques. Puis sera présentée la fabrication des demi-produits. Enﬁn, on abordera la fabri- cation des produits ﬁnis. 1. Évolutions microstructurales dynamiques et statiques ............... M 3 160 - 2 1.1 Rappels sur la métallurgie des alliages de titane ..................................... — 2 1.2 Évolutions microstructurales de la phase β .............................................. — 2 1.3 Évolutions microstructurales de la phase α .............................................. — 3 1.4 Participation relative des phases α et β à la déformation ........................ — 4 2. Fabrication des demi-produits ............................................................. — 4 2.1 Objectifs microstructuraux du forgeage des lingots ................................ — 4 2.2 Choix des conditions de forgeage.............................................................. — 4 2.3 Gammes de forgeage de lingots................................................................ — 5 2.4 Laminage de brames et largets.................................................................. — 6 2.5 Filage et tréﬁlage ......................................................................................... — 6 2.6 Limitations technologiques ........................................................................ — 7 3. Mise en forme de pièces ﬁnies ............................................................ — 7 3.1 Forgeage....................................................................................................... — 7 3.2 Emboutissage-gonﬂage superplastique.................................................... — 8 3.3 Métallurgie des poudres ............................................................................. — 11 3.4 Assistance à la déﬁnition des gammes ..................................................... — 12 4. Conclusion ................................................................................................. — 13 Références bibliographiques ......................................................................... — 13 Pour de plus amples renseignements, le lecteur pourra se reporter aux références [1] [2] [3], articles parus dans ce traité. L MISE EN FORME DES ALLIAGES DE TITANE __________________________________________________________________________________________________ Toute reproduction sans autorisation du Centre français d’exploitation du droit de copie est strictement interdite. M 3 160 − 2 © Techniques de l’Ingénieur, traité Matériaux métalliques 1. Évolutions microstructurales dynamiques et statiques 1.1 Rappels sur la métallurgie des alliages de titane On peut brièvement rappeler que le titane ultrapur possède une structure hexagonale pseudo-compacte dite phase α jusqu’à 882 oC. Au-dessus de cette température, appelée transus β (Tβ), la structure cristallographique devient cubique centrée et est nom- mée phase β. Les effets des éléments d’addition sont, en première approximation, additifs, et ils augmentent ou abaissent la valeur du transus. Les alliages obtenus sont afﬁliés aux classes suivantes, selon la nature des phases présentes à l’ambiante à l’état d’utili- sation : — classe α : les alliages sont constitués de 100 % de phase α ; — classe α + β : les alliages possèdent des proportions éminem- ment variables de phases α et β ; — classe β : les alliages sont constitués, quant à eux, de 100 % de phase β. On se rend compte que la classe des alliages α + β est extrême- ment vaste. On a donc créé des sous-classes, distinguées par la pro- portion de phase β à l’équilibre et qui sont les suivantes : — classe quasi-α : alliages possédant une teneur en phase β de quelques pour-cent (< 5 %) ; — classe α + β : alliages dont la teneur en phase β est comprise entre 5 et 20 %, retenant une phase métastable (α’) par refroidisse- ment ultrarapide ; — classe β riche : alliages susceptibles de retenir une phase métastable à l’ambiante par refroidissement très rapide (α’ ou βm) qui se transformera, par traitement thermique, en phases α et β avec des teneurs de phase β à l’équilibre voisines de 20 à 25 % ; — classe β métastable : alliages pouvant retenir de la phase β métastable à l’ambiante par refroidissement moyennement rapide, cette dernière se transformant en phases α et β stables avec 25 à 35 % de phase β. Il importe de connaître la valeur du transus avec précision, car c’est par rapport à elle que tous les traitements thermomécaniques sont conçus. Pour un alliage de type α ou α + β, un refroidissement rapide de la phase β conduit à une structure aiguillée ﬁne (morphologie aiguillée). Quand la vitesse de refroidissement diminue, le diamètre des aiguilles augmente, puis les aiguilles se transforment en lamel- les d’épaisseurs de plus en plus importantes (morphologie lamel- laire). Par traitement thermomécanique (déformation à chaud ou simple traitement thermique sur structures déformées), on peut bri- ser les lamelles et les faire recristalliser en nodules sphériques. On obtient alors la morphologie équiaxe. C’est ce que nous allons détailler par la suite. Nous ferons appel à des exemples concernant le TA6V (Ti - 6 % Al - 4 % V), alliage le plus utilisé actuellement et représentatif des nuances α + β, et le β-CEZ (Ti - 5 % Al - 2 % Sn - 4 % Zr - 4 % Mo - 2 % Cr - 1 % Fe), formulation représentative des nuances β métastables qui connaissent un essor important à l’heure actuelle. Le comportement rhéologique de ces deux nuances a été étudié en détail entre 800 et 1 150 oC, pour des vitesses de déformation com- prises entre 10–5 et 10 s–1. Nous examinerons ce qui se passe pen- dant une déformation à chaud mais aussi durant un maintien en température qui peut entrecouper deux séquences de transforma- tion. 1.2 Évolutions microstructurales de la phase 1.2.1 Pendant une déformation à chaud Comme certaines opérations de dégrossissage du lingot ou de forgeage ﬁnal de pièces s’effectuent au-dessus du transus, il faut d’abord s’intéresser aux évolutions dynamiques de la phase β. Dans le domaine β, de nouveaux petits grains de phase β appa- raissent aux joints des gros grains pour des déformations très éle- vées (1,5 à 2). L’aspect micrographique des joints de grain β prend alors un caractère dentelé. Des investigations plus poussées en microscopie électronique en transmission mettent en évidence des zones d’orientations cristallographiques différentes (c’est-à-dire des sous-grains) dans le grain β mère. Il faut noter que cette situation est aussi rencontrée à des tempé- ratures juste inférieures au transus β. Si elle est imputable en partie à un autoéchauffement adiabatique important dans le cas des fortes vitesses de déformation, cette raison ne saurait être invoquée dans le cas des faibles vitesses, en raison de l’échauffement inexistant. Il faut considérer, alors, que la déformation du matériau se fait plutôt par l’intermédiaire de la phase β que de la phase α. Sur la ﬁgure 1, la courbe en trait bleu représente la limite au-delà de laquelle la phase β peut engendrer de nouveaux grains pour le TA6V (transus compris entre 980 et 1 000 oC). D’après ce qui vient d’être dit, cette ligne se situe au-dessous du transus, à cause du rôle respectif des phases α et β. Elle peut être enﬁn considérée comme commune aux morphologies équiaxes, lamellaires. Il faut aussi rap- peler qu’elle n’est valable que pour des déformations élevées (1,5 à 2 typiquement). 1.2.2 Pendant un maintien en température En l’absence de tout champ de contrainte ou de déformation imposé, la taille des grains β croît. Sur la ﬁgure 2, on compare le TA6V au β-CEZ. Cette ﬁgure illustre aussi pourquoi, à gamme « identique », les macrostructures de β-CEZ sont plus ﬁnes que celles de TA6V. Il existe aussi un effet dû à la prédéformation imposée en β et à un passage éventuel par l’ambiante. Pour un taux de déformation criti- que, il y a « explosion » de la structure, la taille des grains étant mul- tipliée par un facteur 3 à 4 ; cela semble dû à de l’énergie mécanique Figure 1 – Schéma des évolutions microstructurales dynamiques de la phase dans le TA6V 10–5 10–4 10–3 10–2 10–1 1 10 800 900 1 000 1 100 1 200 Vitesse de déformation (s–1) Température (°C) TA6V Phase b Apparition de nouveaux grains Déformation simple a + b → b b b uploads/Ingenierie_Lourd/ mise-en-forme-des-alliages-de-titane-yves-combres 1 .pdf