Mécanismes de la corrosion feuilletante

Le mécanisme de la corrosion feuilletante des alliages d’aluminium n’est toujours pas compris en détail et semble être propre à chaque série d’alliages. Ci-après nous énumérons pour le cas des alliages 7000, les nombreux mécanismes proposés dans la littérature, en les séparant en trois catégories : la corrosion intergranulaire, la composante mécanique et la fragilisation par hydrogène.

Figure I.20 : Représentation de l’effet coin dû aux produits de corrosion volumineux (micrographie en coupe (plan L/TC) d’un échantillon présentant une corrosion feuilletante)

I.2.2.2.1 Corrosion intergranulaire

Pour les alliages 7000 au cuivre, la corrosion feuilletante est intergranulaire. Selon Reboul et

Bouvaist [1979], cette sensibilité est liée à la formation des précipités MgZn2 (phase

d’équilibre de la séquence de précipitation) aux joints de grains lors du revenu. Adenis et Guilhaudis [1967] attribuent cette sensibilité à une différence de potentiel de dissolution entre la matrice et les zones contenant ces phases grossières (joints de grains). Deshais considère lui aussi que la PFZ a un caractère anodique vis-à-vis de la matrice, tout comme les précipités aux joints de grains [Deshais, 2000]. Andreatta a montré le caractère anodique des précipités η par rapport à la matrice (cf. tableau I.2).

L’amorce de la corrosion feuilletante se fait en surface du matériau sur des irrégularités ou des ruptures du film passif [Onoro, 1987]. Selon Robinson, cette phase initiale est identique à de la piqûration ([Robinson, 1999]). Andreatta montre un rôle important des intermétalliques au fer, dans la corrosion localisée des alliages 7000 [Andreatta, 2004].

I.2.2.2.2 Effet mécanique

De nombreuses études montrent la présence de cloques, dans les premiers stades de la corrosion feuilletante des alliages 7000, et concluent à l’existence d’une contrainte mécanique (cf. figure I.21). Il est souvent proposé que la force exercée sur les feuillets provient des produits de corrosion formés, plus volumineux que les espèces non corrodées. Pour des stades

de corrosion plus avancés, un soulèvement des feuillets est observé, souvent appelé effet coin (schématisé figure I.20). Kuntz-Laguerre note que la nature des produits de corrosion diffère selon le milieu : après immersion dans un milieu chloruré neutre, il trouve des hydroxydes d’aluminium, alors qu’après immersion dans une solution acide (test EXCO, cf. §I.2.2.3), il

trouve un mélange d’hydroxychlorures d’aluminium plus ou moins hydratés (Al(OH)xCly

(3-x-y)+) [Kuntz-Laguerre, 1997]. Une autre origine de la contrainte, évoquée certaines fois dans la

littérature, est une pression exercée par de l’hydrogène gazeux, provenant de la réaction cathodique et/ou de la recombinaison de l’hydrogène atomique dissous dans l’alliage [Christodoulou, 1980]. Une mesure de force a été effectuée par l’équipe de Robinson dont nous donnons plus de détails ci-après.

D’après Robinson et Jackson [1999], le taux de pénétration de la corrosion est quasi linéaire : lorsque l’effeuillement se produit, le métal sous-jacent est mis en contact avec le milieu corrosif et la vitesse de l’attaque initiale est maintenue.

Figure I.21 : cloque observée sur un alliage 7000 (L97) exposé au test EXCO [Robinson, 1982] (plan L/TC)

I.2.2.2.3 Fragilisation par hydrogène

Comme nous l’avons vu au §I.2.2.1 (p32), la fragilisation par hydrogène est le mécanisme généralement proposé pour expliquer la corrosion sous contrainte des alliages 7000 [Gruhl, 1978], notamment dans des conditions de fatigue en milieu chloruré [Burleigh, 1991; Gingell, 1997]. La corrosion feuilletante comme l’on vient de l’évoquer, fait intervenir une composante mécanique, laissant penser à une possible existence de fragilisation par hydrogène. Deux récentes études notent dans le cas d’alliages 2000 et 6000, une fragilisation par hydrogène après immersion dans la solution EXCO [Kamousti, 2006; Petroyiannis, 2004].

ƒ Provenance de l’hydrogène

Généralement dans la littérature, la réaction cathodique est considérée comme étant à l’origine de l’hydrogène atomique, responsable de la fragilisation. En effet, la réduction de l’eau produit de l’hydrogène gazeux, dont une partie peut pénétrer dans le matériau, avant sa

recombinaison en H2. Kim et al. ont appuyé cette hypothèse en montrant que la CSC est plus

rapide après ajout d’un poison de recombinaison de l’hydrogène [Kim, 1988]. Selon Magnin

et al., l’hydrolyse des cations provenant de la dissolution (Al³⁺…) joue un rôle dans

désaéré, la réaction d’adsorption de l’hydrogène atomique, devient la principale réaction qui contre balance la dissolution, comme le schématise la figure I.22.a) [Najjar, 1997].

ƒ Mécanisme de la fragilisation

Gruhl, n’ayant pas trouvé de corrélation entre la microstructure des joints de grains (taille, distribution des précipités…) des alliages 7000 et leur sensibilité à la corrosion sous contrainte, conclut à une ségrégation d’hydrogène à l’interface [Gruhl, 1978]. Cette approche a été confortée par Smiyan, qui a mesuré dans un alliage 7000 (V95pchT1, similaire au 7075) une concentration en hydrogène bien supérieure au voisinage des joints de grains en amont de la fissure par rapport à la matrice. Il mesure par spectroscopie de masse combinée à une sonde

laser, une concentration élevée en hydrogène (>1 cm³ H2/100mg Al) jusqu’à 3mm de la

pointe de fissure [Smiyan, 1986]. Cette fragilisation par ségrégation est compatible avec le faciès de rupture intergranulaire fragile souvent observé en CSC, illustré figure I.22.b. Depuis, la diminution d’énergie de cohésion des joints de grains par la ségrégation d’hydrogène a été montrée par des simulations, basées sur le calcul des potentiels interatomiques [Song, 2004]. De plus, plusieurs auteurs rapportent une diffusion bien plus rapide de l’hydrogène le long des joints de grains [Chene, 1990], notamment en regardant l’influence de la taille de grains sur la profondeur de diffusion. Cependant, les variations mesurées par Chene, sont moins importantes que la dispersion des valeurs de coefficient de diffusion apparent à température

ambiante, que l’on trouve dans la littérature (D ~10^-15 à 10^-11 m²/s ; [Tahakur, 1997; Kotsikos,

2000; Kamousti, 2006; Takano, 2007]). Pour expliquer la présence d’hydrogène loin du milieu corrosif, Albrecht et al. ont conclu à un transport de l’hydrogène par les dislocations [Albrecht, 1982].

Chene évoque une autre source de fragilisation, qui selon lui est irréversible. Celle-ci consiste en la formation aux environs des précipités intergranulaires d’hydrides de magnésium fragiles et peu stables, qui jouent le rôle d’amorce de fissures [Chene, 1990].

Une autre conséquence souvent rapportée de la présence de l’hydrogène, est l’adoucissement des alliages. Lynch explique cet adoucissement par un déplacement des dislocations facilité en présence d’hydrogène [Lynch, 1988]. Plus récemment, Tanako aboutit à la même conclusion après chargement cathodique par hydrogène du 7075 [Takano, 2007]. Cependant, sur ce même alliage, El-Asmoush montre que pour de fortes concentrations en hydrogène un durcissement est observé [El-Amoush, 2007].

Pour les alliages d’aluminium, le mécanisme de rupture en corrosion sous contrainte n’est pas toujours intergranulaire. En effet, des ruptures transgranulaires peuvent être obtenues lors d’essais de fatigue-corrosion pour des vitesses de propagation de fissures élevées [Kotsikos, 2000]. L’influence de la microstructure sur ce type de fragilisation est abordée dans le § I.3.

Figure I.22 : a)Représentation schématique du mécanisme de fragilisation par hydrogène [Najjar, 1997] b) Faciès classique de rupture fragile intergranulaire observé par Kotsikos pour les alliages 7000 [Kotsikos,

2000]