I NFLUENCE DU MILIEU CORROSIF SUR LES PROPRIETES MECANIQUES

Des éprouvettes de microtraction, ont été immergées dans une solution de NaCl 1M désaérée et maintenues à potentiel libre pendant 96 heures. La face exposée au milieu est le plan TL/TC (le sens L étant le sens privilégie de la propagation de la corrosion). Les échantillons soumis à la corrosion ont été polis miroir. Les têtes des éprouvettes ont été protégées à l’aide d’un vernis, ainsi seule la zone utile a été corrodée sur les quatre faces.

A la fin des essais, les échantillons ont été rincés à l’acétone et maintenus dans un bain à ultrason pour éliminer les produits de corrosion. Les valeurs du potentiel libre ont été suivies durant les essais d’immersion. Nous n’avons pas observé des changements concernant des valeurs d’OCP, ces valeurs étant comparables avec celles présentées dans le paragraphe IV.1.1. Comme on peut voir dans la Figure IV-43, pour l’état T351 le potentiel libre se stabilise à la fin des essais vers -650 mV et pour les états sur-revenus les valeurs sont autour de -750 mV.

Figure IV-43 : Evolution du potentiel libre durant les essais d’immersion dans NaCl 1M pour l’alliage 2024 T351 et sur-revenu à 150, 175 et 190 °C.

En microscopie optique (Figure IV-44) les surfaces de la zone utile pour chaque état soumis à la corrosion présentent des phénomènes de corrosion localisée.

(a) (b)

(c ) (d)

Figure IV-44 : Observations de la surface (TC/TL) en micrographie optique de la zone utile immergée en NaCl 1M, sur alliage 2024 T351 (a), T7-150 (b), T7-175 (c) et T7-190 (d).

Les observations ont révélé une surface plus attaquée pour l’état T351, alors que, pour les états sur-revenus les phénomènes de corrosion sont plus localisés, la surface corrodée apparait moins attaquée. Les observations des surfaces par MEB (Figure IV-45) avant essais de

microtraction mettent en évidence la présence des piqûres profondes. Le nombre de piqures observées sur les échantillons sur-revenus semble être moins important que celui pour l’état T351, mais les piqûres semblent profondes.

Figure IV-45 : Etat de la surface après immersion dans NaCl 1M, 96h de l’état T351 (a), T7-150 (b), T7-175 (c) et T7-190 (d).

La Figure IV-46 présente une courbe pour chaque condition de traitement thermique, avant corrosion et après corrosion. L’abattement des propriétés mécaniques à l’échelle locale, résultant de la corrosion a été mise en évidence par l’analyse des contraintes maximales en traction, des limites élastiques et des allongements à la rupture des éprouvettes corrodées.

b

c

d

a

Figure IV-46 : Courbes contrainte-déformation obtenues pour chaque condition de traitement thermique après une exposition de 96 h dans NaCl 1 M, désaéré, à potentiel libre.

Si pour l’état T351, nous avons observé un abattement des trois caractéristiques (contrainte maximale en traction, limite d’élasticité, allongement à rupture), pour les états sur- revenus nous avons constaté une forte perte de ductilité. Dans le domaine élastique les courbes des éprouvettes non-corrodées et corrodées sont presque superposées ; on peut donc supposer qu’aucun défaut du à la corrosion ne se développe. Dans le domaine plastique, les défauts de corrosion se manifestent et conduisent à la localisation de la déformation et en final à la rupture prématurée des éprouvettes corrodées.

Le Tableau IV-13 présente les valeurs des propriétés mécaniques obtenues à partir des courbes contrainte-déformation. Il faut préciser que les valeurs présentées sont les valeurs moyennes calculées pour deux essais.

Tableau IV-13 : Propriétés mécaniques suite à une exposition de 96 h dans une solution de NaCl 1M. Etat

métallurgique (MPa) Rm (MPa) Re (%) A

T7-150 485 ± 34 421 ± 26 2,1 ± 0,1

T7-175 539 ± 40 441 ± 37 3,1 ± 0,7

T7-190 495 ± 10 396 ± 13 2,3 ± 0,3

L’abattement à l’échelle microscopique des propriétés mécaniques en fonction du traitement thermique appliqué a été calculé de la même manière que pour l’échelle macroscopique. Dans la Figure IV-47 sont présentées sous forme d’histogrammes les propriétés mécaniques avant et après corrosion, ainsi que l’abattement calculé.

(a) (b) (c)

Figure IV-47 Abattement des propriétés mécaniques après immersion dans un milieu NaCl 1M pendant 96h : contrainte maximale en traction (a), limite élastique (b) et allongement à rupture (c), en fonction du traitement.

On peut remarquer, pour les états sur-revenus un abattement faible des contraintes maximales en traction et des limites élastiques. En ce qui concerne l’allongement, l’abattement dépasse 50 %, montrant bien l’effet de l’endommagement résultant de la corrosion localisée.

Des piqûres larges et profondes accompagnent les defaults intergranulaires. Dans leur travail concernant les défauts intergranulaires développés au niveau de l’alliage 2024 T351 Pauze et al. [Pau08] ont montré que pour des durées d’immersion importantes, aucun sillon de corrosion intergranulaire n’a été pas observé sans piqûres sévères. Ainsi, la Figure IV-48 présente un défaut de corrosion associé à la piqûration, tel que nous avons observé.

Figure IV-48 : Défaut de corrosion intergranulaire associé avec la piqûration.

Les piqûres observées sur les surfaces corrodées sont induites par la présence d’hétérogénéités structurales. Comme il est déjà relaté dans bibliographie, la corrosion par piqûres comporte deux étapes : amorçage et propagation des piqûres.

Dans l’étape d’amorçage, les piqûres se développent sur les particules intermétalliques grossières. En fonction de leur caractère électrochimique, soit les particules sont dissoutes, soit c’est la matrice adjacente. Comme nous avons montré dans le paragraphe IV-2, concernant l’étude des phénomènes de corrosion au niveau des particules intermétalliques grossières par AFM/KFM, la nature électrochimique influence leur comportement en corrosion :

les particules de phase Al2CuMg, initialement anodiques, se dissolvent de manière

sélective (dissolution d’aluminium et magnésium) et s’enrichissent en cuivre.

le caractère cathodique des particules de type Al(Cu,Mn,Fe,Si) induit la dissolution de la matrice adjacente.

Les observations MEB et analyses EDX (Figure IV-49) confirment la dissolution et l’enrichissement en cuivre des particules Al2CuMg et la dissolution de la matrice pour les

particules Al(Cu,Mn,Fe,Si) (Figure IV-50).

Figure IV-49 : Comportement électrochimique des particules Al2CuMg dans NaCl 1M, désaéré, à potentiel

Figure IV-50 : Comportement électrochimique des particules Al(Cu,Mn,Fe,Si) dans NaCl 1M, désaéré, à potentiel libre après une exposition de 96h.

Par ailleurs, les phénomènes de corrosion intergranulaire sont développés. Il est avéré, que la corrosion intergranulaire est due à la précipitation intergranulaire riche en cuivre et à la présence d’une zone appauvrie en cuivre au voisinage de joint de grains [Ket63, Gal70, Sug75, Gui98]. La présence des précipités riches en cuivre et des zones appauvries en cuivre entraine un couplage galvanique entre la matrice et la PFZ et entre la PFZ et les précipités intergranulaires. La dissolution sélective des précipités entraine l’enrichissement en cuivre et le couplage entre la matrice et les précipités, et donc grâce à un chemin anodique sélectif, la corrosion intergranulaire se développe.

IV.3.3.2EFFET D’UNE PRECONTRAINTE (OU ECROUISSAGE) SUR LA SENSIBILITE A LA