Il s’agit d’un alliage d’aluminium de fonderie Al-Si-Cu d´esign´e par AS7U3G (norme AF- NOR) ou 319 (norme ASTM), de deuxi`eme fusion. Des micrographies optiques de cet alliage se trouvent dans (Nicouleau-Bourles E., 1999).
Le tableau I.3 donne la composition chimique de l’alliage selon la norme ASTM et le tableau I.4la composition de l’alliage ´etudi´e :
Si Cu Mg Fe Ti Zn Mn Ni
% masse max 8,0 3,8 0,30 0,8 0,25 0,5 0,6 0,3
min 7,5 2,8 0,25 0,2
Tab. I.3 – Composition chimique de l’AS7U3G selon la norme.
El´ement Si Cu Mg Fe Mn Zn Ti Ca Sr
% en masse 7.8 3. 0.31 0.47 0.24 0.24 0.2 0.0005 0.010 Tab. I.4 – Composition r´eelle de l’AS7U3 T5 de l’´etude.
I.6.1 Microstructure du mat´eriau
La structure dendritique de cet alliage est caract´eris´ee par un DAS de 20 µm. La taille de grain est d’environ 0,4 mm. On note que l’espace interdendritique contient ´egalement des pr´ecipit´es Al2Cu et des compos´es interm´etalliques `a base de fer.
I.6.2 Traitement thermique
L’alliage de cette ´etude a subi un traitement T5 pour obtenir les propri´et´es m´ecaniques voulues, c’est-`a-dire un refroidissement contrˆol´e de 450 `a 220◦C dans un tunnel `a air forc´e puis un maintien de 4h `a 220◦C . Ce traitement thermique correspond `a un ´etat vieilli au pic. Le processus de coalescence (cf paragraphes pr´ec´edents) peut se r´esumer par : solution solide sursatur´ee (ssss)→ zones GP → θ→ θ → θ (phase stable). Un r´esum´e de la cristallo- graphie de ces phases se trouve dans le tableauI.5. On rappelle que le durcissement structural est principalement fonction de la coh´erence ou non de ces compos´es avec la matrice.
Phase composition cristallographie morphologie
chimique
θ Al2Cu quadratique (a=0.404 nm, c=0.769 nm) disques
θ Al2Cu quadratique (a=0.407 nm, c=0.581 nm) plaquettes t´etragonale (a=0.404 nm, c=0.580 nm)
θ Al2Cu quadratique (a=0.606 nm, c=0.487 nm) sph´ero¨ıdes Tab. I.5 – Composition chimique des phases durcissantes des alliages Al-Si-Cu.
I.6.3 Propri´et´es physiques et m´ecaniques
Les principales propri´et´es physiques de l’alliage 319 sont, (American Society for Me- tals, 1979) :
– densit´e : 2796 kg/m3
– coefficient de dilatation thermique (entre 20 et 300◦C) : 23.5 10−6◦C – module d’Young `a 20◦C : 72 GPa
– temp´erature de liquidus : 605◦C – temp´erature de solidus : 495◦C
La d´eformation `a rupture en traction simple est de l’ordre de 2% `a 20◦C, 11% `a 250◦C et 28% `a 320◦C. Les propri´et´es de cet alliage, d´etermin´ees grˆace aux essais m´ecaniques r´ealis´es dans le cadre de cette ´etude sont pr´esent´ees dans les chapitres suivants. L’effet de la teneur en Cu a ´et´e ´etudi´e par (Dutkiewicz J., Litynska L., 2002), dans le cadre de grandes d´eformations (laminage `a froid) sur les alliages 6013 et 6xxx. Il est apparu que la teneur en Cu a une tr`es faible influence compar´ee `a celle de la d´eformation sur la duret´e de l’al- liage. Une m´ethode d’analyse par DSC (Differential Scanning Calorimetry4) est propos´ee par (Larouche D., Laroche C., Bouchard M., 2003) pour un alliage Al-Cu, par (Lasa L., Rodriguez-Ibabe J.M., 2002) pour deux Al-Si-Cu-Mg de fonderie (6061 et 6463) et par (Smith G.W., 1998) pour un 339. Les diverses lois de calcul des ´energies d’activation se trouvent dans (Wang H.-R., Gao Y.-L., Ye Y.-F., Min G.-H., Chen Y., Teng X.- Y., 2003). Dans (Bonfield W., Datta P.K., 1976), les auteurs ont r´epertori´e les donn´ees cristallographiques utiles pour la pr´ecipitation des alliages au Cu (Al-Cu-Si-Mg). Quelques caract´eristiques m´ecaniques du 319 sont r´epertori´es dans (Meyer Ph., Massinon D., Gue- rin Ph., Wong L., 1997) en fonction du grade (premi`ere ou deuxi`eme fusion), du DAS et du traitement thermique. Ces r´esultats ont ´et´e obtenus par essais de traction et de fatigue ther- mom´ecanique (mont´ee de 40 `a 250◦C en 10s, maintien `a 250◦C pendant 20s, refroidissement `
a 40◦C en 30s). Ils sont report´es dans le tableauI.6.
On notera que les alliages (comme le 319) compos´es d’Al-Si-Cu-Mg peuvent contenir d’autres phases durcissantes que Al2Cu, selon la teneur en ´el´ements d’alliage. Par exemple, des ´etudes sur les phases durcissantes Q (Al5Cu2Mg8Si6) et S(Al2CuMg) sont propos´ees dans (Gupta A.K., Jena A.K., Chatuvedi M.C., 1987), (Gupta A.K., Chatuvedi M.C., Jena A.K., 1989) et un calcul ab initio dans (Wolverton C., 2001). Leur pouvoir durcissant est moindre et elles ne se trouvent probablement pas dans les alliages de fonderie. Une ´etude sur la phase S par DSC et HRTEM (High Resolution Transmission Electron Microscopy) est disponible dans (Ratchev P., Verlinden B., De Smet P., Van Houtte P., 1998) et par MET dans (Hutchinson C.R., Ringer S.P., 2000). Il semble que la phase S n’existe plus quand le ratio Cu/Mg est sup´erieur `a 8, (Mondolfo L.F., 1976).
La phase cubique σ (Al2Cu6Mg2, param`etre de maille 0.831 nm) est tr`es rare. Elle est ´etudi´ee dans (Schueller R.D., Wawner F.E., 1994) : elle poss`ede un pouvoir durcissant ´elev´e et reste stable jusqu’`a 250◦C (`a cause de sa faible ´energie interfaciale). Dans cette ´etude se trouvent ´egalement les ´equations n´ecessaires au calcul de la contrainte macroscopique due `
a la force excerc´ee par une particule quelconque sur une dislocation en fonction de l’´ecart `a la coh´erence ( misfit ) dont voici une expression :
δ(%) = 100∗d(hkl)Q− n ∗ d(hkl)Al
n∗ d(hkl)Al
(I.6) Avec
n = Int(d(hkil)Q/d(hkl)Al) (I.7)
4Le principe de la DSC est de mesurer une variation de flux de chaleur entre un echantillon encapsul´e et
un blanc (qui sera la capsule vide), due `a une transformation de phases lors d’un balayage en temp´erature. On s’int´eresse en g´en´eral plus `a la mont´ee en temp´erature car l’´etat de pr´ecipitation n’est pas encore affect´e. Les vitesses de balayage sont typiquement : 5, 10, 15, 20 et 40◦C /min. Lors de la formation d’une phase, la variation de flux est exothermique et le thermogramme pr´esente un pic. Lors d’une dissolution au contraire, la variation est endothermique et l’on observera un creux. L’aire du pic repr´esente une enthalpie de formation (ou de dissolution). Chaque phase poss`ede une enthalpie et une temp´erature de formation propre qui d´epend de la vitesse de balayage.
Deux autres ´etudes traitent de l’effet d’un ajout de cuivre dans un alliage Al-Mg-Si, (Sakurai T., Eto T., 1993) et (Moizumi K., Mine K., Tezuka H., Sato T., 2002).
Les phases θ et S pr´esentes toutes deux avec leurs pr´ecurseurs, dans un AA2024 ont ´
et´e identifi´ees par MET et DSC par (Rionttino G., Zanada A., 1998) ainsi que dans un AS9U3 et un AS9U3G par MET et rayons-X par (Reif W., Dutkiewicz J., Ciach R., Yu S., Kr´ol J., 1997). Les auteurs de cette derni`ere ´etude soulignent que l’ajout de 0.5% de Mg fait apparaˆıtre des pr´ecipit´es β et S et raccourcit la dur´ee du traitement thermique, tout en augmentant la duret´e finale de l’alliage. Aucune trace de silicium non eutectique n’a ´et´e observ´ee dans la phase α.
L’influence de la pr´esence d’Ag dans les alliages Al-Cu-Mg est expliqu´ee dans (Vietz J.T., Polmear I.J., 1966), (Ringer S.P., Sakurai T., Polmear I.J., 1997) et (Ringer S.P., Hono K., Polmear I.J., Sakurai T., 1996). Elle ne sera pas pr´esent´ee ici car les alliages de fonderie ne contiennent pas d’Ag.
La partie amor¸cage et propagation de fissures de fatigue pour le 319 a ´et´e ´etudi´ee par (Dabayeh A.A., Berube A.J., Topper T.H., 1998) de fa¸con tr`es d´etaill´ee. On pourra y trouver les valeurs n´ecessaires pour le calcul de l’avanc´ee de fissure en fonction du nombre de cycles pour des ´eprouvettes CT, les facteurs d’intensit´e de contraintes, plusieurs mod`eles de dur´ee de vie en fatigue et l’influence de traitement en pression isostatique `a chaud (HIP, Hot Isostatic Pressure) sur les propri´et´es m´ecaniques du 319 (cf tableau I.7).
Une comparaison entre les alliages AS7U3G T5 et AS5U3G T6 a ´et´e propos´ee par (Guillot I., Evrard C., Massinon D., Clavel M., 2000) en termes de contraintes internes qui permettent de d´ecrire le durcissement cyclique d’alliages survieillis (voir aussi (Grinberg N.M., Serdyuk V.A., Gavrilyako A.M., Lychagin D.V., Kozlov E.V., 1991)). La mesure de la taille des pr´ecipit´es semi-coh´erents θ en fonction du temps en tem- p´erature a permis de mettre un œuvre un mod`ele microscopique de type Mughrabi. Des essais de fatigue oligocyclique en d´eformation plastique impos´ee et de traction simple en temp´erature viennent valider ce mod`ele. On pourra aussi consulter un mod`ele de durcisse- ment/adoucissement cyclique en fatigue LCF propos´e par (Shang H.X., H.J. Ding, 1996).
Mat´eriau SDAS 20 ( µm) 30 ( µm) 50 ( µm) fusion-´etat σU T S (MPa) 245 246.5 229.6 1-F σy (MPa) 134 159.4 163.7 AR (%) 3.72 2.98 1.94 NR (cycles) 2180 1100 590 σU T S (MPa) 240.6 231 218.7 2-F σy (MPa) 141.3 174 172.5 AR (%) 2.86 1.48 1.14 NR (cycles) 1480 900 337 σU T S (MPa) 280 256 221.9 1-F-S σy (MPa) 198 188.6 187.5 AR (%) 2.8 2.2 1.14 NR (cycles) 1497 1156 510 σU T S (MPa) 263 237 225 2-F-S σy (MPa) 199 203 193 AR (%) 2.1 1.1 1.06 NR (cycles) 2030 1130 452 σU T S (MPa) 357.6 341 286.8 1-T64 σy (MPa) 282 268 221 AR (%) 2.9 2.4 2.46 NR (cycles) 2500 1471 1200 σU T S (MPa) 353.6 325 286 2-T64 σy (MPa) 306 281 247.8 AR (%) 1.27 1.2 1.04 NR (cycles) 1828 978 680 σU T S (MPa) 330 321 249.7 1-T64-S σy (MPa) 258 262.1 169.2 AR (%) 3.1 2.4 3.04 NR (cycles) 1490 1260 918 σU T S (MPa) 311 285.2 226.7 2-T64-S σy (MPa) 236 242 173.7 AR (%) 2.7 1.5 1.66 NR (cycles) 1542 761 623
Tab. I.6 – Influence du grade, du DAS et du traitement thermique sur les propri´et´es du 319. 1= premi`ere fusion, 2= deuxi`eme fusion, F= ´etat brut de fonderie, S= 200h `a 200◦C , T64= 5h `a 495◦C + trempe+ revenu 5h `a 160◦C .
alliage σU T S (MPa) σ0.2 (MPa) AR (%)
319 ´etat F 193 145 1.08
319 HIP 232 162 1.65
Tab. I.7 – Influence du traitement HIP seul sur les caract´eristiques du 319, (Dabayeh A.A., Berube A.J., Topper T.H., 1998).