Evolution de la précipitation au cours d’un traitement thermique RRA

∆

τ

On comprend donc qualitativement que, pour une fraction volumique donnée, les précipités seront cisaillés s’ils sont en dessous d’un rayon critique, et contournés s’ils sont au-dessus (cf. figure I.11).

Les conditions réelles de traitement thermique ne peuvent être décrites de manière si simple. Premièrement, au cours des traitements thermiques, la succession de rampes et de paliers à différentes températures, induit une évolution compliquée de la précipitation : dissolution, croissance et coalescence. Il est donc erroné de raisonner à fraction volumique constante. De plus, dans notre cas, la séquence de précipitation passe par des phases cohérentes, semi-cohérentes (cisaillables) et insemi-cohérentes (non-cisaillables). Ainsi le passage d’une phase cohérente à une phase incohérente, ou la perte de cohérence d’une même phase, est à l’origine d’une transition cisaillement / contournement, même si la taille des précipités ne correspond pas au rayon critique de transition de la phase cohérente. De plus si l’on considère une distribution en taille poly-disperse, alors, les deux mécanismes se produisent simultanément dans le matériau.

Figure I.11 : Contrainte seuil de franchissement des dislocations en fonction du rayon des obstacles

I.1.4 Evolution de la précipitation au cours d’un traitement thermique RRA

Le traitement thermique RRA : Retrogression and Re-aging (ou T77) est un traitement

thermique tri-palier. Il a été développé pour optimiser le compromis entre les propriétés mécaniques et le comportement en corrosion sous contrainte, notamment pour les alliages commerciaux 7150 et 7055. Le traitement RRA est appliqué à des états au pic de dureté ou légèrement sous-revenus, et consiste en la succession de deux étapes :

ƒ Une réversion de courte durée (5 s à 40 min) dans une gamme de température

élevée (170-280°C),

ƒ Un revenu final, dans les mêmes conditions que celles menant à l’état initial

(120-150°C) ıe Rayon du précipité Cisaillement Contournement Contrainte effective Rc R f_v. R f_v

De nombreuses études lui ont été consacrées durant les années 80-90, et selon Park et al. Il permet d’obtenir les propriétés en corrosion sous contrainte d’un état sur-revenu, tout en gardant des propriétés mécaniques similaires à celles d’un état T6 [Park, 1988]. Selon Hepples, sur le 7150, il permet d’obtenir une résistance à la corrosion feuilletante équivalente à celle d’un état T73 [Hepples, 1990].

Réversion

Au cours d’une réversion à 200°C et après le traitement RRA complet, les évolutions de la microdureté du 7050 et de la limite élastique du 7075 sont résumés figure I.12.a et b [Danh, 1983; Kanno, 1994]. L’évolution de la limite élastique se décompose en trois phases au cours de la réversion : tout d’abord, elle décroît fortement, avant d’augmenter de nouveau jusqu’à un pic ; pour finir, la limite élastique diminue, mais de manière moins prononcée que lors de la première phase.

Figure I.12 : Evolutions au cours d’une réversion à 200°C et après le traitement RRA complet ; a) de la microdureté du 7050 [Kanno, 1994], et de la limite élastique du 7075[Danh, 1983]

De nombreuses techniques d’investigation ont été utilisées pour étudier les évolutions de microstructure au cours de la réversion :

- MET [Danh, 1983; Park, 1984; Park, 1988; Viana, 1999]

- DSC [Gadza, 1997; Viana, 1999]

- SAXS [Meng, 1997; Gueffroy, 1981]

- APFIM (atom-probe field-ion microscopy)

Les auteurs ont généralement la même interprétation quant à l’évolution des propriétés mécaniques durant la réversion :

- La première diminution de microdureté serait due à la dissolution de la majorité des

précipités durcissants constituant l’état initial. Ces derniers ne sont pas stables puisque les températures sont supérieures à celle du revenu (généralement 120°C).

- La remontée des propriétés mécaniques serait attribuée à la transformation des

précipités en des plus stables, ou à la croissance de nouveaux précipités plus stables (η’ [Danh, 1983] ou η [Park, 1984; Park, 1988])

b) a)

- La diminution finale de dureté serait due à la coalescence des précipités et à la transition cisaillement /contournement.

L’évolution de la microstructure lors d’une réversion a notamment été étudiée par SAXS par Gueffroy [Gueffroy, 1981]. Les résultats illustrés figure I.13 confirment la présence d’une dissolution de la précipitation au début de la réversion, suivie d’une coalescence. Plus récemment, M. Nicolas retrouve les mêmes évolutions de rayon et fraction volumique au cours d’une réversion sur le 7108 [Nicolas, 2002]. Elle met notamment en évidence la transformation η’ → η, au cours de la réversion.

Le phénomène physique à l’origine de la remontée des propriétés mécaniques au cours de la réversion, n’est pas encore bien compris, même si certains auteurs proposent une germination d’une nouvelle phase.

Figure I.13 : Evolutions du rayon de Guinier (défini dans le chapitre II) (motifs avec contour) et de l’intensité intégrée (motifs pleins) en fonction de la durée de réversion à 180°C, pour différentes tailles initiales de précipités, obtenus pour des revenus de différentes durées à 100°C sur un alliage Al-4,5wt%Zn-2wt%Mg

[Gueffroy, 1981]

Revenu final

Park propose une germination de précipités nouveaux η’ au cours du second revenu [Park,

1984]. Celle-ci n’a cependant jamais été mise en évidence. A la fin de ce dernier palier, la

croissance des précipités η’ partiellement dissous [Meng, 1997] et la germination de

nouveaux précipités η’, permet d’obtenir une fine précipitation proche de celle d’un état T6.

Néanmoins, Viana note une précipitation de taille moyenne plus grande que celle d’un état T6, et contenant la phase η [Viana, 1999].

Concernant la microstructure aux joints de grains, Park observe par MET des précipités de taille plus importante après le traitement thermique RRA. Selon lui, ce traitement permet une modification de la microstructure des joints de grains, devenant similaire à celle des états sur-revenus [Park, 1984]. Cette évolution des joints de grains serait à l’origine de leur

désensibilisation à la corrosion sous contrainte [Hepples, 1990]. Cependant, Talianker n’observe pas d’évolution significative de la microstructure intergranulaire, et attribue la meilleure résistance de ces états à la corrosion sous contrainte, à la réduction de densité de dislocations aux environs des joints de grains [Talianker, 1989]. Plus récemment, Tahakur supporte cette hypothèse par l’observation des faciès de rupture après corrosion sous contrainte [Tahakur, 1997].

Les évolutions de microstructures au cours du traitement thermique RRA, à l’origine de la désensibilisation à la corrosion sous contrainte, ne sont encore pas totalement comprises.