Précipitation dans les alliages Al-Li-Cu-Mg

Le lithium a été introduit dans la composition des alliages industriels en 1924 alors que des chercheurs allemands ont observé, pour l’alliage nommé Scleron (Al-12Zn-3Cu-0,6Mn-0,1Li), un module d’élasticité élevé, comparable à celui du duralumin. En 1950,

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Alcoa a réalisé un alliage 2020 (Al-4,5Cu-1,3Li-0,5Mn-0,2Cd) qui avait une bonne réaction au vieillissement artificiel. En 1970, un autre type d’alliage, le 1420 (Al-5Mg-2Li-0.1Zr), a été développé dans l’ex-Union Soviétique, caractérisé par sa faible densité (2.47g/cm³) [112].

Depuis, plusieurs alliages à base d’aluminium contenant principalement les éléments Li, Cu, Mg ont été développés. Le tableau I.4 résume les séries les plus importantes des alliages Al-Li-Cu-Mg :

Tab. I.4 : Intervalle de composition des éléments d’alliage (wt.%) dans les alliages

Al-Li-Cu-Mg [113, 91].

Alliage Li Cu Mg Zr

8090 2,2-2,7 1,0-1,6 0,6-1,3 0,04-0,16

8091 2,4-2,8 1,6-2,2 0,5-1,2 0,08-0,16

8192 2,3-2,9 0,4-0,7 0,9-1,4 0,08-0,15

Dans ce manuscrit, nous nous intéressons particulièrement à l’alliage 8090 qui se caractérise par 15% d’augmentation de sa dureté et 10% de diminution de sa densité (2.54 g/cm³) et présente un module d’Young élevé (80 GPa [114], 83 GPa [115]), comparable à celui des alliages conventionnels d’aluminium comme le 2024 (72 GPa [115]) et le 7075 (71 GPa [115]. Le 8090 possède un bon équilibre des propriétés de tolérance au dommage quand il subit des traitements de vieillissement artificiel [116]. Le cuivre et le magnésium sont rajoutés pour former deux phases principales S’(Al2CuMg) et T1(Al2CuLi) qui, à cause de leur nature non cisaillable, diminuent la concentration des contraintes aux joints de grains [117] et empêchent la formation des bandes de déformation coplanaires liées au processus de cisaillement des précipités δ’. La complexité des phénomènes de précipitation dans les alliages quaternaires (type 8090) et les cinétiques de transformations de phases sont encore mal cernées.

I.5.1.1 Diagramme d’équilibre Al-Li-Cu-Mg

Selon la concentration des éléments d’alliage, apparaissent cinq phases intermétalliques δ'(Al3Li), δ(AlLi), T1(Al2CuLi), T2(Al6Cu(Li,Mg)3), S'/S(Al2CuMg). La figure I.45 présente le diagramme d'équilibre quaternaire isotherme à 190°C qui montre les différentes phases à l'équilibre.

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Fig. I.45 : Diagramme d'équilibre quaternaire Al-Cu-Mg-(Li) : section isotherme à 190°C [118].

I.5.1.2 Séquence de précipitation

Selon Dubost [34], si le rapport Cu/Mg est compris entre 1 et 2 wt% et la teneur en lithium comprise entre 1,5 à 3 wt%, la séquence de précipitation dans les alliages Al-Li-Cu-Mg est la suivante : SSSS  ′( )  ′( )  ( ( , ) ( )

D’autres auteurs [119- 123] ont considéré la séquence suivante : Région riche en Li  δ’  δ

Région riche en Cu et Mg  co-amas/GPB zones  S’/S

Selon Davin et al. [124], quatre séquences peuvent être données dans les alliages Al-Li-(Cu-Mg) :

Tous les alliages Al-Li : αSS  δ’(Al3Li)  δ(AlLi)

Al-Li-Mg : αSS  δ’(Al3Li)  Al2MgLi

Al-Li-Cu (haut Li/Cu) : αSS  T1 (Al2CuLi)

Al-Li-Cu-Mg: αSS  zones GPB S'  S (Al2CuMg)

Les phases δ’, δ, S’/S et T1, bien définies précédemment dans les alliages Al-Li, Al-Cu-Mg et Al-Cu-Li, sont considérées de mêmes structures et de mêmes formes dans les alliages Al-Li-Cu-Mg.

A cause de la faible quantité de Mg dans les alliages 8090, la phase Al2MgLi n’est pas observée dans ces alliages. L’existence de la phase métastable S", précurseur de la

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phase S’ dans les alliages Al-Cu-Mg, n’a pas été confirmée expérimentalement dans les alliages 8090. Concernant la phase T1, Luo et al. [122] ont considéré l’existence d’une petite quantité de cette phase qui n’est même pas prise en considération dans l’analyse DSC réalisée par ces auteurs.

L’existence de plusieurs phases quasicristallines a été proposée dans les alliages Al-Li-Cu-Mg dès la recristallisation ou après le vieillissement. Il est montré que dans ces alliages, le magnésium peut remplacer les atomes de lithium dans la phase T2(Al6CuLi3) qui précipite dans les alliages Al-Cu-Li pour former la phase de formule stœchiométrique Al6Cu(Li,Mg)3 (T2) et de structure icosaédrique [125]. D’autres auteurs ont nommé cette phase par la lettre  [126, 121]. Cette phase a été observée aux joints de grains à l’état sur-vieilli et même à l’état correspondant au pic de durcissement [100, 127, 128, 121, 129]. Les sites favorables de précipitation de cette phase est l’interface ’(Al3Zr)/matrice [130] et leur apparition est plus abondantes dans les alliages riches en magnésium (>1wt.%) [131] et (0,5-1,5%) [100].

Dans les états de vieillissement au pic de durcissement ou sur-vieilli, des zones d’environ 0,5 m, dénudées de δ’, voisines des joints de grains ou proches des phases d’équilibre, apparaissent [132]. Ces zones, appelées Precipitate-Free Zones (PFZ), se forment à cause de leur appauvrissement en lithium, processus associé à la précipitation des phases d’équilibre riches en lithium [133]. La formation de ces zones est contrôlée par le phénomène de diffusion, et l’élévation de la température de vieillissement accélère leur formation [113].

La précipitation de T2 entraîne l’apparition des PFZ [121] et une déformation pré-revenu évite la précipitation de cette phase [134].

D’autres phases quasicristallines ont été observées dans ces alliages dont la concentration des éléments Li, Cu et Mg ont le rôle principal dans leur apparition. Citons la phase C de structure tétragonale a = 1,4 nm, c = 5,41 nm, la phase Z de structure hexagonale a = 1,4 nm, c = 2,8 nm [135, 136], la phase Y de structure cubique a = 2 nm [137], la phase R (Al5CuLi3) de structure cubique a = 1,403 nm, observée dans les alliages contenant une concentration élevée en cuivre (~4 wt%) et la phase TB de composition (Al7,5Cu4Li3) de structure CFC (a = 5,83 nm) [138].

Le magnésium réduit la solubilité du lithium dans la matrice et élimine la formation des PFZ par la précipitation de la phase S’ qui a un grand effet durcissant. La précipitation de

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la phase T1 est associée au pouvoir de stabiliser les atomes de Li et de Cu dans la matrice et donc de retarder la formation des précipités aux joints de grains, comme δ et T2 [127]. Il est rapporté également que la phase S’ peut disperser le glissement pendant la déformation plastique de manière plus efficace, comparée à la phase T1 [139, 140].

I.5.2 Mise en évidence des phases précipitées dans les alliages 8090 par différentes