Recristallisation statique

L’observation de la microstructure après recuit (Figure III.19) révèle que cette dernière est constituée de gros grains recristallisés pour les deux alliages.

Figure III.19 : Microstructure des états initiaux recuits et des échantillons recuits suite aux passes une, deux, trois et quatre

La Figure III.20 montre l’évolution de la taille de grains selon DN et DT après les différents colaminages à chaud et recuits pour chacun des alliages. On remarque qu’après l’affinement associé au premier colaminage, les deux alliages subissent une succession de grossissements de grains lors des recuits et d’affinements lors des colaminages à chaud. Ceci conduit à une stabilité de la microstructure en fonction du nombre de passes qui explique la stagnation des limites d’élasticité obtenues après ARB et CARB à chaud. L’Al6061 montre un facteur de forme (largeur/ longueur) qui reste relativement constant au cours de cette succession

de laminages/recuits. Au contraire, les grains tendent à devenir de plus en plus équiaxes pour l’Al5754.

Figure III.20 : Évolution de la taille de grains selon DN et DT en fonction du nombre de passes pour (a) l’Al6061 et (b) l’Al5754

Cette différence de comportement morphologique des grains est probablement liée aux mécanismes de restauration/recristallisation mis en jeu lors du recuit. En effet, la Figure III.21 montre que si les états déformés des deux aluminiums sont relativement similaires, suite au recuit, l’Al5754 possède des grains équiaxes recristallisés tandis que l’Al6061 présente de plus gros grains allongés selon DT. La microstructure de l’Al5754 pourrait s’expliquer par une forte

germination puis une croissance des germes alors que celle de l’Al6061 serait issue d’une restauration généralisée [95] laissant une forme allongée aux grains puis d’une croissance de ces derniers. Cette différence de comportement entre les deux alliages est probablement associée à leur énergie de défauts d'empilement (150 mJ.m^-2 pour l’Al6061 [96] et 90 mJ.m-2 pour l’Al5754 [97], respectivement). En outre, l’Al5754 étant un alliage à durcissement par écrouissage, ceci peut expliquer sa forte dureté après laminage et donc une forte germination, visible sur la Figure III.22. Cette figure montre l’évolution de la dureté en fonction du temps de recuit suite au premier colaminage à chaud. Elle indique que les deux alliages sont recristallisés au bout d’environ 5 min, ce qui veut dire que pour chaque recuit intermédiaire (15 min), les deux matériaux sont complétement recristallisés.

Figure III.21 : Microstructures de l'Al6061 et de l'Al5754 pour l'échantillon multi-colaminé à 350°C (CARB 2) et de ce même échantillon suite au recuit (CARB 2 + Recuit). Les traits noirs

Figure III.22 : Évolution de la microdureté en fonction du temps de recuit à 350°C après le premier colaminage à 350°C pour les deux alliages

Ceci est confirmé par la Figure III.23 qui montre que le paramètre GOS (Grain Orientation Spread = dispersion d’orientation par rapport à l’orientation moyenne du grain) (ANNEXE B), indicateur de l’écrouissage locale, est systématiquement inférieur à 1° (valeur classique pour les états recristallisés) pour tous les états recuits. Ceci empêche donc la microstructure de cumuler la déformation au cours des différentes passes (GOS identique après chaque passe de laminage) et donc de diminuer la taille de grains et par voie de conséquence la limite d’élasticité (Figure III.16).

Figure III.23: Distribution du paramètre GOS en fonction du nombre de passes en CARB pour les états laminés et recuits

Lors de l’élaboration à chaud, la recristallisation statique a donc un impact majeur sur les limites d’élasticité. La température utilisée est trop élevée pour affiner la microstructure, ce qui explique les faibles limites d’élasticité obtenues par rapport aux essais réalisés à l’ambiante. Toutefois, il est à remarquer que le comportement mécanique obtenu à chaud est plus similaires selon DL ou DT qu’à l’ambiante (limites d’élasticité), il est donc intéressant d’observer la texture.

II.2.1 Anisotropie

La comparaison des procédés ARB et CARB à l’ambiante et à 350°C permet d’observer une perte d’acuité de la texture lors de la mise en forme à chaud (Figure III.24).

Figure III.24: Comparaison des ODF après deux passes en ARB et en CARB, à l'ambiante et à 350°C

Pour l’ARB, la composante Goss disparaît à chaud (donc la fibre α) et la composante Cube tournée se développe, alors que le CARB perd son orientation ND-rotated Brass (composante unique à l’ambiante) au profit de l’orientation Cube tournée.

À chaud, les textures sont donc composées essentiellement de la composante Cube tournée dont la symétrie particulière (Figure III. 11) explique la similitude des comportements mécaniques selon DL et DT. Enfin, la faible acuité de la texture à chaud signifie la présence de grains d’orientations aléatoires et conduit inévitablement à une meilleure isotropie.

III. Conclusion

Cette première partie a permis de comparer les multi-colaminages classique (ARB) et croisé (CARB) d’un point de vue mécanique mais aussi en termes de texture et de microstructure.

Réalisé à l’ambiante, le CARB s’avère plus efficace que l’ARB pour affiner la taille de grains et donc pour augmenter la limite d’élasticité. La différence entre ces deux procédés a pour origine l’écart de texture induit par la rotation de 90°, en CARB, avant chaque laminage qui permet à des plans de glissement normalement latents d’être activés. Ainsi, l’ARB est caractérisé par une texture classique de laminage de l’aluminium (fibres α et β) alors que le CARB est caractérisé par une forte composante ND rotated-Brass. Les simulations VPSC de la texture en compression plane ont mis en évidence cette disparité de texture entre les deux procédés. La cohérence entre simulation et expérience pourrait être toutefois augmentée en tenant compte d’une part, du cisaillement lors du calcul et, d’autre part, de sa répartition dans l’épaisseur du matériau (le repositionnement des composantes de cisaillement à mi-épaisseur lors de l’empilement des tôles crée une zone à forte orientation Dillamore lors du colaminage suivant).

Les résultats en température (350°C) se sont avérés moins intéressants que ceux obtenus à l’ambiante du point de vue de la limite d’élasticité. En effet, les recuits intermédiaires restaurent et recristallisent la microstructure et mènent à une stagnation de la taille de grains avec le nombre de passes, ce qui ne permet pas d’atteindre une microstructure à grains submicroniques. Cependant, une texture peu accusée pour l’ARB et le CARB ainsi que le développement de la composante Cube tournée permettent d’assurer une faible anisotropie du comportement mécanique selon les directions de sollicitation DL et DT des composites.

Pour conclure, quels que soient la température et le procédé d’élaboration, il a été toutefois possible d’obtenir un composite ayant une meilleure limite d’élasticité que les deux états initiaux.

CHAPITRE IV :

ARCHITECTURE DES