Bilan

Les essais d’écrouissages cycliques réalisés sur les deux alliages pour différentes tempéra-tures et différents états de vieillissement ont permis de connaitre l’effet du vieillissement et de la température d’essai sur le comportement mécanique.

Pour les deux alliages, le comportement mécanique se stabilise au bout de quelques cycles

quelque soit l’état de vieillissement lorsque l’essai est à Tamb et 150°C. Cette stabilisation du

comportement mécanique au bout de quelques cycles avait déjà été observée dans différentes études soit pour d’autres alliages d’aluminium pour culasse [VERGER, 2002], soit pour d’autres conditions d’essai [OSMOND, 2011] et permet de définir un comportement cyclique stabilisé.

Pour les essais réalisés à 250°C, nous avons observé une diminution des niveaux de contraintes au début de l’essai pour les états les moins vieillis (pour l’AlSi7Cu0,5Mg0,3 l’état V 200°C / 50h et pour l’AlSi7Cu3,5Mg0,1 l’état V 200°C / 100h). Cette baisse de contrainte a été justifiée par le vieillissement des matériaux durant l’essai. Pour les états de vieillissement présentant ce vieillissement, la durée de l’essai est cependant suffisamment courte, pour que le dernier cycle réalisé soit considéré comme le cycle stabilisé. Pour les états de vieillissement plus avancés, le comportement mécanique se stabilise au bout de quelques

cycles comme à Tamb et 150°C.

Les maintiens en traction et donc la relaxation des contraintes qui en découle, ont permis d’analyser le comportement viscoplastique des deux alliages. A température ambiante, les alliages AlSi7Cu0,5Mg0,3 et AlSi7Cu3,5Mg0,1 ne présentent pas un comportement viscoplastique important ce qui se traduit par une faible relaxation des contraintes à cette température. Au contraire, à 150°C et à 250°C, la relaxation des contraintes au cours de la période de maintien est significative (comprise entre 22% et 28%). Cependant, l’état de vieillissement ne modifie pas de manière notable la quantité de contrainte relaxée lors du maintien.

Lorsque le comportement viscoplastique des alliages est représenté par une loi de Norton avec contrainte seuil, l’état de vieillissement ne modifie pas de façon notable l’exposant n. Cependant, plus le vieillissement est important, plus la contrainte seuil diminue. De même, pour un état de vieillissement donné, lorsque la température d’essai augmente, la contrainte seuil diminue. Ce résultat traduit l’évolution de la microstructure de précipitation avec le vieillissement.

Ces essais cycliques ont également permis de montrer que pour deux états de vieillissement différents mais à microdureté équivalente, le comportement cyclique stabilisé (élastique, plastique et viscoplastique) du matériau était identique pour toute température d’essai inférieure à 250°C. Ceci permet de réaliser une équivalence dureté - comportement méca-nique : à une dureté donnée, on peut associer un comportement cyclique stabilisé pour toute température inférieure ou égale à 250°C. Ainsi la dureté n’est plus seulement un indicateur du vieillissement du matériau mais également un indicateur du comportement mécanique des deux alliages.

Chapitre

4

Effet de la déformation plastique sur la

microstructure de précipitation

Sommaire

4.1 Introduction . . . 84 4.2 Essais mécaniques . . . 85 4.2.1 Protocole expérimental . . . 85 4.2.2 Résultats . . . 86 4.3 Analyses microstructurales . . . 90 4.3.1 Introduction : mesures de microdureté . . . 90 4.3.2 Identification des phases . . . 91 4.3.3 Mesures des paramètres morphologiques . . . 93 4.4 Discussion . . . 105 4.4.1 Effet de la déformation plastique . . . 105 4.4.2 Effet du cyclage anisotherme . . . 107 4.5 Conclusion . . . 110

4.1 Introduction

La méthode de dimensionnement des culasses en alliage d’aluminium, a été décrite dans la partie 1.4. Cette méthode repose sur l’étude de Verger [VERGER, 2002] qui a montré que lorsque l’alliage AS7G0,3 est soumis à des traitements thermiques isothermes au dessus de 150°C, sa dureté évolue vers une valeur asymptotique indépendante de la température de traitement. Cette dureté correspond à la microstructure de l’alliage dans son état vieilli ultime. Ainsi cette méthode part du principe qu’à la température de service de la zone du pontet inter-soupapes, la microstructure de précipitation évolue au cours du temps depuis son état après traitement thermique de remise en solution et revenu vers un état non vieilli si la tempé-rature est inférieure à 150°C ou un état complètement vieilli si la tempétempé-rature est supérieure à 150°C. Les culasses sont donc dimensionnées sur la base des caractéristiques mécaniques du matériau en supposant que le matériau a atteint, ou non, cet état de vieillissement extrême compte tenu des cycles thermiques auxquels il est exposé.

Cependant, outre le fait que cette stratégie n’est plus valable pour l’alliage AlSi7Cu3,5Mg0,1, ce dimensionnement repose uniquement sur l’analyse de chargements isothermes. Or, en service, la culasse subit un chargement thermomécanique anisotherme. De plus, dif-férentes études ont décrit des interactions dynamiques entre la déformation plastique et la précipitation dans des alliages d’Aluminium. Ces interactions peuvent faciliter la nucléation de certaines phases [HAN et al., 2011], augmenter la vitesse de croissance des précipités [EMBURY et al., 2003], modifier la vitesse de mûrissement des précipités [FRIBOURG et al., 2011] et même, dans le cas de précipités cisaillables, entrainer la dissolution partielle ou totale des précipités [HUTCHINSON et al., 2009]. Ainsi il s’avère nécessaire d’étudier l’effet de la déformation plastique sur l’évolution de la microstructure de précipitation lors des chargements thermomécaniques représentatifs des conditions en service. Des essais de fatigue thermomécanique ont été effectués selon un cycle simulant à la fois les variations de température et de chargement mécanique subis par la culasse en service. Chaque essai de fatigue thermomécanique a été associé à un autre essai dans lequel l’échantillon n’a été exposé qu’au cyclage thermique et cela pendant le même nombre de cycles.

En première approche, des mesures de microdureté Vickers ont été réalisées sur chaque éprouvette ayant subi les essais thermomécaniques. Ces mesures ont ensuite été comparées à celles obtenues sur les éprouvettes n’ayant été exposées qu’au cyclage thermique.

Afin de déterminer précisément l’effet des chargements thermomécaniques sur l’évolution microstructurale de ces alliages, la microstructure de précipitation a été analysée en MET pour chacun des essais de fatigue thermomécanique et de cyclage thermique. La nature des phases précipitées a été identifiée et les mesures des paramètres morphologiques des précipités ont été effectuées sur chaque échantillon.

Il a été rappelé au chapitre 2 que l’évolution des phases précipitées depuis l’état atteint après le traitement thermique T7, suit un régime de mûrissement : pour chaque phase précipitée, certains précipités croissent au détriment d’autres plus petits. Puisque le nombre de précipités diminue, la croissance des précipités des différentes phases et l’augmentation de la distance inter-précipités sont liées. L’évolution des distributions de précipités peut donc être étudiée sur la base de la mesure de différents paramètres morphologiques (diamètre, longueur, épaisseurs).

Dans le document Vers une prise en compte du vieillissement thermique dans la filière de dimensionnement des structures pour la fatigue thermomécanique (Page 89-94)