Comportement ` a l’ambiante

Figure 3.1 – Sch´ematisation du chargement impliqu´e par le soudage (inspir´e de [PIL 01]).

3.1.2 Comportement `a l’ambiante

Traitements isothermes

Contrairement aux alliages des s´eries 1xxx, 3xxx et 5xxx, les alliages `a dur-cissement structural ont leur r´esistance qui est principalement contrˆol´ee par la pr´ecipitation (en plus de l’effet hall-Petch, de l’augmentation de la densit´e de dislocations et des effets de la solution solide).

De nombreuses ´etudes ont ´et´e effectu´ees dans la litt´erature afin d’´evaluer l’in-fluence de la pr´ecipitation sur le comportement m´ecanique. Dans les travaux de Esmailli et al. [ESM 03b, WAN 03, ESM 03a] puis plus r´ecemment dans ceux de

Marceau et al. [MAR 13], les auteurs utilisent un alliage 6111 dans un ´etat de So-lution Solide Sursatur´ee (SSS) et ´etudient l’influence d’une maturation4 et/ou de traitements thermiques durcissants (dont des traitements de type T6). A partir de mesures de limites d’´elasticit´es coupl´ees `a des mesures de Microscopie Electronique `a Transmission (MET) ou de mesures tomographiques par sonde atomique [MAR 13] les auteurs corr`elent de fa¸con int´eressante l’´evolution de la densit´e de pr´ecipit´es avec l’´evolution de limite d’´elasticit´e.

0 50 100 150 200 250 300 350 400 0 50 100 150 200 250 300 
  
  
  
  
   
  

Figure 3.2 – Repr´esentation de la limite d’´elasticit´e mesur´ee `a temp´erature am-biante en fonction de la temp´erature et la dur´ee d’un traitement pr´ealable [DEV 2a].

L’alliage utilis´e ici est ´egalement de la s´erie 6xxx mais utilis´e `a partir d’un ´etat T6, l’´etape de soudage aura donc pour effet de d´egrader l’´etat de pr´ecipitation `a forte densit´e de β” par coalescence, dissolution et/ou changement de phase (cf. fig. 2.19). Afin de comprendre dans quelle mesure les changements microstructuraux influent la d´egradation du comportement du mat´eriau, des essais m´ecaniques peuvent ˆetre ef-fectu´es apr`es traitement thermique. Dans les travaux de Develay [DEV 2a], l’auteur donne notamment l’´evolution de la limite d’´elasticit´e en fonction de la temp´erature et de la dur´ee d’un chauffage pr´ealable. Les courbes ainsi obtenues sont trac´ees en figure 3.2. En plus de mettre en avant l’accentuation de la d´egradation des propri´et´es avec la temp´erature, ces courbes montrent ´egalement qu’un maintien long a un effet plutˆot n´egatif sur les propri´et´es m´ecaniques (except´e en dessous de 110<sup>◦</sup>C o`u l’agita-tion thermique n’est pas suffisante `a la dissolution/coalescence). Ce type de r´esultats se corr`ele parfaitement avec les r´esultats pr´esent´es dans le chapitre pr´ec´edent : plus la temp´erature est ´elev´ee, plus la diffusion est accentu´ee et les ph´enom`enes de dis-solution/coalescence importants. De plus, pour une mˆeme temp´erature, plus le trai-tement est long, plus la diffusion peut se poursuivre ce qui explique l’allure de ces

courbes.

Traitements anisothermes

Dans la litt´erature, la majorit´e des ´etudes portant sur la compr´ehension et la mod´elisation des interactions entre ´etat de pr´ecipitation et propri´et´es m´ecaniques se base sur des traitements isothermes [MYH 01, NIC 03, SIM 07, GAL 08]. Bien que ce type d’investigations soit primordial pour comprendre la r´eaction du mat´eriau soumis `a des traitements simples, l’extension `a des probl´ematiques de type soudage peut ˆetre soumis `a cautions. En effet, lors de proc´ed´es industriels type soudage, le mat´eriau est soumis `a une gamme de temp´erature importante et avec des vitesses de chauffage et refroidissement variables selon le point consid´er´e (cf. fig. 1.13). Dans le cadre d’une mod´elisation simplifi´ee de la s´equence de pr´ecipitation (ce qui est toujours le cas au vu de la multitude des ph´enom`enes pr´esents : pr´ecipitation dy-namique, phases multiples, sites de germinations variables...) une validation sur des traitements proches de ceux utilis´es devient n´ecessaire [MYH 04]. De plus, on remar-quera que lors de travaux sur des isothermes, les vitesses de chauffage ne sont bien souvent pas communiqu´ees malgr´e l’importance des effets que l’on peut remarquer sur les courbes de traction pr´esent´es en figure 3.3 `a 400^◦C.

Figure 3.3 – Essais de traction de [MAI 11] apr`es des traitements thermiques d´ependant (a) de la temp´erature atteinte ainsi que (b) de la vitesse de chauffage.

Dans le cadre des travaux sur le caisson RJH, il a donc ´et´e d´ecid´e de proc´eder `a des traitements thermiques se rapprochant des cycles thermiques que l’on rencontre dans une ZAT. Lors des travaux de D. Maisonnette [MAI 11] des cycles thermiques `

a temp´eratures maximales et vitesses de chauffage variables ont ´et´e propos´es (cf. fig. 2.11). A la suite de ces traitements, des caract´erisations ainsi que des essais m´ecaniques ont ´et´e effectu´es et sont pr´esent´es respectivement en figures 2.19 et 3.3, on y remarque une forte influence de l’´etat de pr´ecipitation sur le comportement en

traction de l’alliage 6061. Ces r´esultats serviront de base de travail dans nos travaux de mod´elisation et seront discut´es plus en d´etails dans le dernier chapitre.

Pr´ecipitation dynamique

Bien que la temp´erature soit un facteur majeur sur la s´equence de pr´ecipitation, il est important de noter que les effets m´ecaniques peuvent, sous certaines condi-tions, devenir non n´egligeables. Outre le fait que les dislocations puissent servir de sites de germination h´et´erog`ene [GAL 08] un ph´enom`ene dit de pr´ecipitation dy-namiquepeut ´egalement se produire, il s’agit d’une pr´esence de pr´ecipitation ayant pour force motrice la d´eformation et qui vient donc durcir le mat´eriau. Bien que de nombreuses ´etudes l’´evoquent [DES 99b, ROV 08, H¨o 10, FRI 11, SIM 07, SIM 12] ou proposent des exemples de mod´elisations [DES 03b, DES 12] (et Simar et al. [SIM 07, SIM 12] pour une mod´elisation des cons´equences) les m´ecanismes physiques de cette derni`ere restent difficile `a comprendre et mod´eliser. D’une part, la pr´ecipitation est acc´el´er´ee par le transport d’atomes par les dislocations et la g´en´eration de densit´e ´elev´ee de lacunes, mais d’une autre part le cisaillement des pr´ecipit´es peut ´egalement ˆetre source de dissolution [DES 03a] (effet Gibbs-Thomson).

En ce qui concerne la quantification des effets de la pr´ecipitation dynamique (´evolution de la limite d’´elasticit´e par exemple), il convient de remarquer l’excellente ´etude effectu´ee par Deschamps et al. [DES 03b] par diffusion centrale des rayons X. Dans cette ´etude, les auteurs montrent pour l’alliage AA7010 (cf. fig. 3.4) l’impor-tance de l’´evolution de la fraction volumique lors d’un essai de traction in-situ en fonction de la mˆeme ´evolution mais pour de la pr´ecipitation statique `a temp´erature ambiante (maturation). La figure 3.4 montre que la quantit´e de d´eformation n’est pas le seul param`etre qui pilote cette pr´ecipitation dynamique, le taux de d´eformation a ´egalement un effet tr`es important.

Figure 3.4 – Repr´esentation de la fraction volumique d’un alliage 7010 en fonction (a) de la d´eformation et (b) du taux de d´eformation tir´ees de [DES 03b].