Effet de l’état de surface sur la limite de fatigue en traction-traction (R = 0.1)

Afin de quantifier un éventuel effet de l’état de surface sur la limite de fatigue du matériau sain, des essais ont été conduits pour un rapport de charge R = 0.1 sur des éprouvettes avec surface brute de fonderie. Les éprouvettes ont été réalisées en usinant seulement les têtes filetées (pour permettre l’ancrage à la machine d’essai). La Figure 2.29 montre une éprouvette brute de fonderie avec les têtes usinées.

Les résultats des essais de fatigue sont résumés en Figure 2.30.

Figure 2.30 : Diagramme de Wöhler obtenu pour le matériau sain de référence (grade < 1) pour un rapport de charge R = 0.1 avec deux états de surface, (points noir) usinée Ra = 0.67 µm, (points rouge) brut de fonderie Ra = 7.34 µm

Les résultats montrent un abattement de la limite de fatigue d’environ 30% en présence de surface brute de fonderie par rapport au matériau de référence (grade < 1) avec surface usinée.

(a) (b)

Figure 2.31 : (a) Faciès de rupture d’une éprouvette saine de référence (grade < 1) avec état de surface brut de fonderie (éprouvette 59-1) sous chargement uniaxial à R = 0.1, σamp = 50 MPa, N = 1.47∙10⁶ cycles, (b) défaut type porosité induite par un oxyde, AIRE^1/2 = 1184 µm, (c) défaut type oxyde, AIRE^1/2 = 544 µm

Pour comprendre cet abattement il faut prendre en compte les paramètres influençant la limite de fatigue et en particulier l’état de surface (rugosité) et la présence de défauts. Les contraintes résiduelles, peuvent aussi, influencer la limite de fatigue, mais on considère qu’après le traitement thermique T6 leur influence est d’ordre moins important par rapport

éprouvettes avec surface brute de fonderie est montré en Figure 2.31 (éprouvette 59-1). La rupture de l’éprouvette s’est produite à cause de la propagation d’une fissure à partir d’un film d’oxyde qui est bien marquée par sa nature typiquement froissée. A côté de l’oxyde on remarque la présence d’une porosité plutôt ronde qui s’est développée avec l’oxyde. Ce phénomène laisse plutôt penser au développement d’une porosité induite par la présence d’un oxyde. La même condition d’amorçage s’est produite aussi dans le cas de l’éprouvette 59-2 comme montré en Figure 2.32.

(a) (b)

Figure 2.32 : (a) Faciès de rupture d’une éprouvette saine de référence (grade < 1) avec état de surface brut de fonderie (éprouvette 59-2) sous chargement uniaxial à R = 0.1, σamp = 50 MPa, N = 1.75∙106

cycles, (b) défaut type porosité induite par un oxyde, AIRE^1/2 = 1184 µm, (c) défaut type oxyde, AIRE^1/2 = 1177 µm

Comme montré dans les travaux de Ludwig et al. [Ludwig et al. 2012], normalement la présence des films d’oxyde augmente la porosité dans le métal après solidification, même si la nature des défauts induits est plutôt de type retassure à cause d’un mauvais approvisionnement de métal liquide. Un effet similaire a été constaté dans un travail précédent de Laslaz et al. [Laslaz et al. 1991] où, par contre, l’augmentation du taux d’oxydes induit une augmentation de la porosité de type gazeuse. La nature plutôt sphérique des défauts identifiés sur les faciès de rupture des éprouvettes brutes de fonderie 59-1 et 59-2 semble plus proche au deuxième cas de figure et donc être lié à de la porosité gazeuse induite par la présence d’oxydes dans la coulée. Dans le travail de Wan et al. [Wan et al. 2014] des porosités similaires, en termes de taille et morphologie, à celles observées dans notre étude ont été identifiées comme porosités gazeuses sur les faciès de rupture d’un alliage ADC12² (Figure 2.33).

Figure 2.33 : Porosités gazeuses identifiées sur le faciès de rupture d’un alliage d’aluminium de fonderie ADC12 [Wan et al. 2014]

(b)

(a) (c)

Figure 2.34 : (a) Fissures amorcées sur une éprouvette saine de référence (grade < 1) avec état de surface brut de fonderie (éprouvette 51-1) sous chargement uniaxial à R = 0.1, σamp = 70MPa, N = 6.29∙10⁵ cycles, (b) défaut type porosité gazeuse, AIRE1/2 = 1184 µm, (c) défaut type oxyde, AIRE1/2 = 828 µm

Un cas d’amorçage similaire a été identifié pour l’éprouvette 51-1 (Figure 2.34), dans ce cas la rupture de l’éprouvette s’est produite à cause de la propagation de deux fissures principales sur deux plans distincts de fissuration (Zones D et E en Figure 2.34). Dans la zone E, la nature “froissée” de la couche plus claire montre la présence d’un film d’oxyde à l’origine de l’amorçage de la fissure, mais il n’y a aucune porosité associée. Dans la zone D, les deux défauts semblent être des porosités gazeuses, mais dans ce cas il n’y a pas une couche d’oxyde visible proche comme dans les deux cas précédents.

Une analyse complémentaire des faciès de rupture des éprouvettes brutes de fonderie est résumée dans l’annexe A.

Bien que la nature de l’amorçage des fissures ne soit pas liée à une retassure, si on estime la taille de ces défauts en utilisant la méthode proposée par Murakami [Murakami 2002], on obtient que la taille des défauts à la source de l’amorçage des fissures sur des éprouvettes avec surface brute de fonderie est autour de 900 µm. La taille des défauts identifiée sur ces éprouvettes est considérablement plus élevée par rapport à la taille moyenne que l’on peut trouver sur du matériau qualifié comme sain. Si on considère les résultats obtenus dans le projet IDDEFAAR et publiés dans les travaux de Mu et al [Mu et al. 2014a], on obtient une taille critique à partir de laquelle l’alliage A357-T6 subit un abattement de la limite de fatigue d’environ 200 µm (en traction R = 0.1).

L’abattement sur la limite de fatigue dans le cas d’éprouvettes avec surface brute de fonderie, semble être lié plutôt à la présence de défauts de taille non négligeable et peu lié à l’état de surface de l’éprouvette. Si on considère le diagramme de type Kitagawa-Takahashi, montré en Figure 2.35, qui a été obtenu sur un alliage A357-T6 [Mu et al. 2014a], on peut tracer un point moyen représentatif des essais conduits sur les éprouvette avec surface brute de fonderie (étoile rouge).

Figure 2.35 : Diagramme de Kitagawa-Takahashi de l’alliage A357-T6 pour un rapport de charge R = 0.1 [Mu et al. 2014a]

A partir du diagramme de Kitagawa-Takahashi une droite de type Basquin avec la même pente du matériau de référence, à N = 2∙106 cycles peut être calculée. Si on se réfère à une taille de défaut d’environ 900 µm, la limite de fatigue de l’alliage A357-T6 est réduite d’environ 42% par rapport à la configuration saine de référence (Figure 2.36), abattement proche à celui obtenu sur les éprouvettes avec surface brute de fonderie (30%) comme montré en Figure 2.30.

Figure 2.36 : Diagramme de Wöhler obtenu pour le matériau sain de référence (grade < 1) pour un rapport de charge R = 0.1 avec deux états de surface, (points noir) usinée Ra = 0.67 µm, (points rouge) brut de fonderie Ra = 7.34 µm, (ligne pointillée bleu foncé) droite de Basquin estimée pour une taille de défaut de défaut moyenne de 900 µm

Il est important de remarquer que les défauts de type porosité gazeuse n’ont pas été identifiés en phase de contrôle CND par rayons X et que le matériau a été qualifié comme sain. Normalement la présence d’un oxyde n’est pas détectable par rayons X, par contre une porosité gazeuse de taille relativement importante (supérieure à 200 µm) devrait se détecter en faisant deux tirs radiographiques avec une rotation de 90° entre un tir et l’autre. Une justification peut se trouver dans la position des porosités qui étant très proches de la surface peuvent être plus difficiles à détecter. Cependant cette analyse montre quand même les limites existantes sur une technique comme les rayons X qui reste valide mais trop liée à l’interprétation de l’operateur et dans des cas limites comme celui des porosités proches de la surface ne permet pas d’identifier les défauts.

L’analyse conduite sur les éprouvettes avec surface brute de fonderie nous amène à deux résultats principaux. En premier lieu nous avons pu constater que la surface brute de fonderie d’un point de vue purement lié à la rugosité de la surface, ne semble pas influencer négativement la limite de fatigue du matériau sain de référence (grade < 1). Cela montre une faible sensibilité aux effets de surface, contrairement à des alliages de Titane qui sont très sensibles à l’état de surface [Feng et al. 2009; Pazos et al. 2010; Zhang et al. 2010]. Le résultat obtenu confirme les observations faites par Stucky et al. [Stucky et al. 1996] (cf. paragraphe 1.2.2), qui ont montré que l’effet de l’état de surface (rugosité, contraintes résiduelles et porosités de surface) n’a pas un impact prépondérant sur la limite de fatigue d’un alliage d’aluminium coulé en sable. Une considération différente est à faire sur la “peau de fonderie” vue comme l’ensemble de l’état de surface et des défauts de type oxyde ou porosité gazeuse induite par les oxydes qui se trouvent systématiquement en sous-couche dans les éprouvettes avec surface brute de fonderie. La présence de ces défauts est liée à la présence de la “peau de fonderie” qui affecte une certaine épaisseur de l’éprouvette brute

un amorçage sur une porosité de type gazeuse, mais plutôt sur des oxydes ou sur des micro-retassures. Effectivement, l’incidence des défauts de type porosité gazeuse, pour cette typologie de procédé (moulage par gravité en sable), semble être plus probable en proximité de la surface brute et donc dans cette zone définie comme “peau de fonderie”.

Table 2.6 : Limite de fatigue pour chaque coulée obtenue avec la méthode par paliers pour N = 2∙10⁶ cycles (valeurs exprimées en amplitude de contrainte)

Coulée R (MPa)

Saine (grade <1) usinée -1 107

Saine (grade <1) usinée 0.1 69

Saine (grade <1) usinée (défaut moyen de 900 µm [Mu et al. 2014a]) 0.1 40 Saine (grade <1) brute de fonderie (défaut moyen de 900 µm) 0.1 47

2.3.4 Synthèse des résultats des essais de fatigue sur le matériau sain de