Effets de la texture cristallographique sur les propriétés mécaniques statiques de l'alliage aéronautique AL-LI 2099

EFFETS DE LA TEXTURE CRISTALLOGRAPHIQUE SUR

LES PROPRIÉTÉS MÉCANIQUES STATIQUES DE

L’ALLIAGE AÉRONAUTIQUE AL-LI 2099

Thèse

Alexandre Bois-Brochu

Doctorat en génie des matériaux et de la métallurgie

Philosophiae doctor (Ph.D.)

Québec, Canada

EFFETS DE LA TEXTURE CRISTALLOGRAPHIQUE SUR

LES PROPRIÉTÉS MÉCANIQUES STATIQUES DE

L’ALLIAGE AÉRONAUTIQUE AL-LI 2099

Thèse

Alexandre Bois-Brochu

Sous la direction de :

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RÉSUMÉ

L’ajout de lithium dans les alliages d’aluminium permet de diminuer leur masse volumique tout en augmentant leur rigidité. En considérant des propriétés mécaniques aux moins égales aux alliages traditionnels d’aluminium, il est facile de comprendre pourquoi ces nouveaux alliages deviennent intéressants dans le domaine de l’aéronautique. En effet, la diminution de la masse volumique permettra de diminuer la consommation d’essence due au poids plus faible des composantes. Le domaine de l’aéronautique demandant des contraintes de sécurité majeures, il est donc important de bien comprendre les propriétés mécaniques des alliages d’aluminium-lithium ainsi que les différents phénomènes influençant ces propriétés.

La résistance mécanique des alliages d’aluminium-lithium est améliorée par la présence de plusieurs types de précipités qui entravent le mouvement des dislocations. Les alliages Al-Li-x actuels utilisent plusieurs précipités semi-cohérents et cohérents pour le durcissement. L’avantage d’utiliser une co-précipitation de δ’ (Al3Li), T1 (Al2CuLi) et de

S’ (Al2CuMg) provient du fait que ces phases métastables précipitent sur différents plans,

ce qui optimise le blocage du mouvement des dislocations. La microstructure obtenue en est une qui est rarement recristallisée dû à la présence de précipités cohérents Al3Zr qui

empêche la recristallisation. Par conséquent, ces alliages présentent des propriétés mécaniques anisotropes, qui ne sont pas équivalentes dans toutes les directions. Ceci est causé par la présence de textures cristallographiques, particulièrement la texture fibre <111> .

Les propriétés mécaniques obtenues dans l’alliage 2099 T83 étudié varient selon les emplacements et selon l’orientation des échantillons par rapport à l’axe de déformation (extrusion). Les résistances sont plus élevées dans la direction longitudinale d’un profilé cylindrique qui présente aussi les plus fortes intensités de texture fibre <111>. Grâce à la caractérisation mécanique, microstructurale et de la texture cristallographique, des modèles permettant de prédire l’anisotropie et les propriétés mécaniques en fonction de l’intensité de la texture fibre <111> ont pu être développés. Par la suite, l’effet de la

iv

densité de précipités T1 sur l’anisotropie des propriétés mécaniques statiques a pu être

v

TABLE DES MATIÈRES

RÉSUMÉ... iii

TABLE DES MATIÈRES ... v

LISTE DES FIGURES ... viii

LISTE DES TABLEAUX ... x

AVANT-PROPOS ... xi

Chapitre 1 - Introduction ... 1

1. Mise en situation ... 1

2. 1 But du projet de recherche ... 1

Chapitre 2 - État des connaissances ... 3

2. 1 Mise en contexte des alliages aluminium-lithium ... 3

2.2 Structure de déformation ... 5 2.2.1 Glissement et maclage ... 5 2.2.2 Structure déformée ... 7 2.2.3 Restauration et recristallisation ... 10 2.2.3.1 Adoucissement statique ... 10 2.2.3.2 Adoucissement dynamique ... 13 2.3 Texture ... 15 2.3.1 Description de texture ... 15 2.3.2 Figures de pôles ... 17

2.3.3 Figure de pôles inverses ... 18

2.3.4 Fonctions de distribution des orientations cristallines ... 19

2.3.5 Cartes d’orientation ... 21

2.3.6 Textures en présence dans les cfc ... 22

2.3.7 Modèles utilisant les données de texture ... 25

2.4 Durcissement structural ... 26

vi

2.4.1.1 Mise en solution ... 27

2.4.1.2 Trempe ... 28

2.4.1.3 Vieillissement ... 29

2.4.2 Nomenclature du durcissement structural ... 30

2.4.3 Évolution des précipités ... 32

2.4.3.1 Zones GP ... 32

2.4.3.2 Précipités intermédiaires cohérents ... 33

2.4.3.3 Précipités intermédiaires semi-cohérents ... 34

2.4.3.4 Phase d’équilibre ... 34

2.4.3.5 Effet de la température sur la formation des précipités ... 35

2.4.3.6 Zone appauvrie en précipités (PFZ) ... 36

2.4.3.7 Effets du microalliage sur la précipitation... 37

2.4.3.8 Vieillissement multiple et traitement thermomécanique ... 37

2.4.4 Mécanisme de durcissement ... 38

2.4.4.1 Durcissement par distorsion du réseau ... 39

2.4.4.2 Durcissement chimique ... 40 2.4.4.3 Mécanisme d’Orowan ... 40 2.4.4.4 Glissement planaire ... 41 2.4.4.5 Évolution du durcissement ... 42 2.5 Alliages d’aluminium-lithium ... 44 2.5.1 Familles d’alliages ... 44 2.5.2 Microstructure ... 45 2.5.2.1 Phases ... 45 2.5.2.2 Structure de grains ... 50 2.5.3 Textures ... 51 2.5.4 Propriétés mécaniques ... 54

2.5.4.1 Propriétés mécaniques statiques ... 54

2.5.4.2 Ténacité ... 55

vii

Chapitre 3 - Méthodologie ... 60

3.1 Étude de l’effet de la texture cristallographique sur les extrusions Al-Li 2099 T83 ... 60

3.1.1 Essais mécaniques et fractographie ... 62

3.1.2 Microstructure ... 64

3.1.3 Texture ... 68

3.1.4 Modélisation des propriétés mécaniques statiques ... 68

3.2 Effets de la densité de précipités T1 sur les propriétés mécaniques et sur l’anisotropie d’alliage Al-Li 2099 T8... 69

3.2.1 Traitements thermomécaniques ... 69

3.2.1 Essais mécaniques statiques ... 70

3.2.1 Microstructure ... 71

Chapitre 4 - 1er _{article ... 72}

Chapitre 5 - 2ème _{article ... 96}

Chapitre 6 - 3ème _{article ... 110}

Chapitre 7 - Discussion ... 125

7.1 Fractographie ... 125

7.2 Résultats DRX et EBSD ... 131

7.3 Calculs de facteurs de Sachs et Taylor ... 132

7.4 Relation propriétés mécaniques - anisotropie - modèles de déformation ... 133

7.5 Modélisation pas-à-pas ... 135

Chapitre 8 - Travaux futurs ... 136

Chapitre 9 - Conclusion... 137

viii

LISTE DES FIGURES

Figure 1: Effet d'ajouts d'éléments d'alliage sur le module de Young [3] ... 3

Figure 2: Applications potentielles pour les alliages Al-Li dans un avion commercial [2] ... 4

Figure 3: Dislocation-coin [11] ... 6

Figure 4: Systèmes de glissement pour les structures CFC, HC et CC [9] ... 6

Figure 5: Maclage [11] ... 7

Figure 6: Structure de déformation [8] ... 8

Figure 7 : Taille relative des cellules en fonction de la déformation[8] ... 9

Figure 8: Effets des phénomènes d'adoucissement sur les propriétés mécaniques (ρ=densité de dislocations, d=diamètre de grains) [9] ... 11

Figure 9 : Fibres α et β dans l'espace d'Euler 3D [14] ... 17

Figure 10: Construction d'une figure de pôle[14] ... 18

Figure 11: Figure de pôles inverses d'aluminium tréfilé à froid[14] ... 19

Figure 12: Détermination des angles d’Euler [14] ... 20

Figure 13: FDOC (ODF) d'un laiton [14]... 21

Figure 14: Évolution de la texture d'un acier en fonction de la déformation [14] ... 21

Figure 15: Triangle servant de légende pour la carte d'orientation ... 22

Figure 16: Effets de la précipitation sur la texture pour un alliage Al-1,8%Cu [14] ... 24

Figure 17: Section du diagramme de phase Al-Cu [9] ... 28

Figure 18: Profil de température lors du durcissement structural[11] ... 29

Figure 19: Évolution de la dureté lors du vieillissement[9] ... 30

Figure 20: Rayon critique de stabilité d'un germe [9] ... 33

Figure 21: Solvus des différents précipités dans le système Al-Cu [4] ... 35

Figure 22: Zone appauvrie en précipités (PZF) dans un alliage Al-Zn-Mg [3] ... 36

Figure 23: Interaction des champs de contrainte avec une dislocation [4] ... 39

Figure 24: Durcissement chimique [4] ... 40

Figure 25: Mécanisme d'Orowan [9] ... 41

Figure 26: Fragilisation dû au glissement planaire (a) et à une zone appauvrie en précipités (PZF) (b) [3] ... 42

Figure 27: Déformabilité des particules [4] ... 43

Figure 28 : Schéma des précipités et particules de deuxième phase retrouvés dans l’alliage 2099 [6] ... 48

Figure 29 :Textures de déformation et de recristallisation retrouvées dans une plaque laminée à chaud de 7,5 mm de l'alliage 2195 [29] ... 53

ix Figure 30 : Textures de déformation et de recristallisation retrouvées dans une plaque laminée à

chaud de 45 mm de l'alliage 2195 [29] ... 53

Figure 31 : Ténacité vs Résistance pour divers alliages [33] ... 56

Figure 32 : Profilé cylindrique ... 60

Figure 33 : Profilé multi-raidisseur ... 61

Figure 34 : Échantillons de traction avec 2,87 mm de diamètre et 12,7 mm entre les repères ... 63

Figure 35 : Échantillon de traction avec 4,06 mm de diamètre et 12,7 mm entre les repères ... 63

Figure 36 : Coupes longitudinales pour les emplacements R et R/2 ... 65

Figure 37 : Plans d’observation dans le profilé multi-raidisseur ... 65

Figure 38: Ordre des micrographies pour analyse d’image des particules de deuxième phase pour la vue transversale du profilé cylindrique ... 67

Figure 39: Fractographie d’une éprouvette de traction R longitudinal ... 126

Figure 40: Fractographie d’une éprouvette de traction R transversal ... 126

Figure 41: Fractographie d’une éprouvette de traction R/2 longitudinal ... 126

Figure 42: Fractographie d’une éprouvette de traction R transversal ... 126

Figure 43: Fractographie d’une éprouvette de traction provenant de l’emplacement ISP 4 longitudinal ... 127

Figure 44: Fractographie d’une éprouvette de traction R transversal ... 127

Figure 45: Fractographie d’une éprouvette de traction ... 127

Figure 46: Fractographie d’une éprouvette de traction ... 127

Figure 47: Fractographie d’une éprouvette de traction R à 45° ... 128

Figure 48: Fractographie d’une éprouvette de traction ... 128

Figure 49: Fractographie d’une éprouvette de traction R à 45° ... 129

Figure 50: Fractographie d’une éprouvette de traction ... 129

Figure 51: Fractographie d’une éprouvette de traction ... 130

Figure 52: Micrographie du profilé cylindrique à R, vue longitudinale ... 130

Figure 53: Profil de rupture d’une éprouvette de traction ISP 4 à 45° ... 131

Figure 54: Profil de rupture d’une éprouvette de traction R à 45° ... 131

Figure 55: Carte d'orientation en figure de pôles inverse dans la direction d'extrusion au centre du profilé cylindrique (R) ... 135

x

LISTE DES TABLEAUX

Tableau 1: Énergie de faute d'empilement [8] ... 7 Tableau 2: Textures de laminage dans les cfc [8] ... 23 Tableau 3: Identification des traitements thermiques pour les alliages d'aluminium à

durcissement structural [3, 9, 16] ... 31 Tableau 4: Précipités et particules de deuxième phase en présence dans les alliages Al-Li-X [2, 3, 6, 20] ... 49 Tableau 5: Propriétés mécaniques de plusieurs alliages d'aluminium [2, 6, 33] ... 55 Tableau 6: Dimensions du profilé multi-raidisseur (ISP) ... 61

xi

AVANT-PROPOS

Je voudrais remercier le CRSNG, le CQRDA, le FRQNT et le REGAL pour leur assistance financière dans le projet.

Les Chapitres 4, 5 et 6 présentent les travaux effectués lors de cette étude doctorale sous forme d’articles insérées dans cette thèse. Les deux premiers articles ont été soumis et acceptés (16/12/2013 et 19/07/2016) dans le journal Material Science & Engineering A. Le troisième article a été soumis au journal Material Science & Engineering A le 19 septembre 2016 et, au moment du dépôt de cette thèse, est toujours en évaluation. Pour l’article 1 « Charactherization of Al-Li 2099 extrusions and the influence of fiber texture on the anisotropy of static mechanical properties », les auteurs sont Alexandre Bois-Brochu, Carl Blais, Frank Armel Tchitembo, Daniel Larouche, Julien Boselli et Mathieu Brochu. L’auteur principal Alexandre Bois-Brochu a reçu un support de Carl Blais, Ph.D., qui a supervisé les expériences et l’analyse des résultats. Les données utilisées pour produire cet article proviennent des travaux conjoints d’Alexandre Bois-Brochu et de Frank Armel Tchitembo (U.L.), Ph.D.. Le professeur Daniel Larouche (U.L.), Ph.D., a supervisé les essais effectués par M. Tchitembo. M. Boselli, Ph.D., d’Alcoa, et M. Brochu, Ph.D., de l’université McGill ont fourni leur expertise et ont suggéré des corrections de la rédaction de l’article. Pour l’article 2, « Modelling of anisotropy Al-Li 2099 T83 extrusions and effect of precipitate density», M. Alexandre Bois-Brochu est l’auteur principal et a reçu l’assistance des coauteurs de la même façon que pour le premier article, cependant sans la participation de Professeur Brochu de McGill. L’article 3, «Effects of T1 precipitate density on mechanical properties and anisotropy of Al-Li

alloy 2099 extrusions», a été rédigé entièrement à partir de données acquises par M. Bois-Brochu. Les essais et la rédaction de cet article a été supervisé par le Professeur Carl Blais, directeur de thèse.

Cette thèse est à mon nom mais une assistance incalculable a été fournie par plusieurs personnes. J’aimerais remercier le groupe de recherche du LAMPOUL, le laboratoire de microanalyse de l’Université Laval, Maude Larouche pour son assistance essentielle en microscopie optique et analyse d’image et Daniel Marcotte pour les essais mécaniques de

xii

tout le projet. J’aimerais aussi remercier Jean-Philippe Masse de la Polytechnique de Montréal pour les analyses au MET. Merci aussi à Philippe Tétrault-Pinard, Nicolas Brodusch et Sriranab K. Rajagopalan de l’Université McGill pour les analyses EBSD, STEM et DRX.

J’aimeras aussi remercier ma famille et mes amis pour leur support, leur patience et leur compréhension lors du long parcours que fut mon doctorat. Je remercie aussi mes collègues et amis du CMQ pour leur support et avec qui j’ai continué d’apprendre au-delà des délimitations de cette thèse.

Un merci particulier au directeur du CMQ Gheorghe Marin pour sa patience ainsi que pour m’avoir donné une chance en m’engageant et en ayant confiance de la réalisation de mon doctorat.

Je voudrais tout particulièrement remercier mon directeur de thèse Carl Blais, pour son support inégalé, son enseignement constant et son amour de la métallurgie qu’il m’a transmis à tous les jours. Les connaissances qu’il m’a transmises, le support qu’il m’a fourni et les meilleures pratiques en recherche qu’il m’a enseignée m’ont permis de devenir le chercheur que je suis.

Finalement, j’aimerais remercier ma conjointe Julie Labbé, sans qui rien de tout ça n’aurait été possible. Merci de m’avoir supporté depuis le tout début tout au long de mon parcours avec patience, support et compréhension constante.

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Chapitre 1

Introduction

1. Mise en situation

Dans le domaine de l’aéronautique, il y a une recherche constante de réduction de poids dans le but de diminuer la consommation de carburant, d’augmenter le rayon d’action ou permettre l’augmentation de la taille des avions. Pour diminuer le poids des composantes fabriquées en aluminium et pour concurrencer les matériaux composites qui prennent de plus en plus de place dans le secteur de l’aviation, les fabricants d’aluminium conçoivent depuis les années 70 des alliages ayant une masse volumique plus faible. Ceci est effectué en ajoutant du lithium, élément métallique le plus léger [1]. L’ajout du lithium de masse volumique de 0,53 g/cm3 permet de diminuer la masse volumique de l’alliage d’aluminium de 3% par 1% massique de lithium ajouté [2]. De plus, le lithium agit positivement sur le module d’Young lorsqu’il est ajouté à l’aluminium, 1% massique de lithium se traduit par une augmentation de 5-6% de la rigidité [2, 3]. Par le passé, ces alliages d’aluminium ont été caractérisés par de faibles ductilité et ténacité [4]. Dans le but d’améliorer ces propriétés tout en conservant la diminution de la masse volumique et l’augmentation du module d’Young, de nouveaux alliages ont continué à être développés jusqu’à aujourd’hui où les alliages produits sont dits de troisième génération [5]. L’alliage 2099 d’Alcoa est utilisé par Airbus dans son modèle d’avion A380 et a le potentiel d’utilisation dans d’autres modèles et par d’autres compagnies d’aviation [6]. Étant donné que le domaine de l’aviation prend en compte des normes précises et sévères, une connaissance étendue du comportement de l’alliage 2099 dans des situations variées est un atout pour la commercialisation de l’alliage.

2. 1 But du projet de recherche

L’utilisation des alliages aluminium-lithium en aéronautique nécessite une connaissance approfondie de leur microstructure et propriétés mécaniques. L’alliage qui sera étudié est l’aluminium-lithium 2099 d’Alcoa ayant subi un T83 c’est-à-dire une mise en solution, trempe, déformation plastique à froid de 3% et vieillissement artificiel. L’objectif du

2

projet est de caractériser les différentes particularités microstructurales telles que la grosseur des grains et des sous-grains, la taille et répartition de précipités et de particules de deuxième phase et la texture de déformation. À partir des informations obtenues grâce à la caractérisation, une modélisation empirique sera ensuite effectuée. Cette modélisation reliera les propriétés mécaniques aux particularités microstructurales et à la texture cristallographique. Les propriétés mécaniques pourront donc être estimées pour tout nouveau design de pièce extrudée de l’alliage 2099.

3

Chapitre 2

État des connaissances

2. 1 Mise en contexte des alliages aluminium-lithium

Le développement des alliages aluminium-lithium a reçu une attention importante depuis les années 1970 pour diminuer le poids des composantes dans le domaine de l’aéronautique et de l’aérospatiale. Le lithium ayant une masse volumique de 0,53 g/cm3_,

l’ajout de 1% massique de lithium permet de diminuer la masse volumique d’un alliage d’aluminium de 3% [2]. Cet élément d’alliage permet aussi de faire augmenter le module de Young des alliages d’aluminium. La Figure 1 montre que c’est le lithium qui permet la plus grande augmentation de la rigidité de l’aluminium par pour cent massique ajouté.

Figure 1: Effet d'ajouts d'éléments d'alliage sur le module de Young [3]

Étant donné les coûts de production environ trois fois supérieurs à ceux des alliages traditionnels [3], c’est presque exclusivement dans le domaine de l’aviation et de l’aérospatiale que les alliages aluminium-lithium ont trouvé des utilisations. Les applications potentielles répertoriées concernent conséquemment l’aviation commerciale, militaire et l’aérospatiale [2]. En aéronautique, l’utilisation des alliages aluminium-lithium permet d’abaisser le poids des pièces en minimisant les investissements nécessaires de la part de compagnies d’aviations. Les alliages d’aluminium-lithium présentent l’avantage d’avoir des technologies de mise en forme et d’assemblage semblables à celles des alliages d’aluminium conventionnels. Ceci fait en sorte que le

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coût pour remplacer le matériau conventionnel est moins élevé que lorsqu’il est remplacé par un matériau de type complètement différent comme par exemple les composites à matrice polymérique renforcés par des fibres. La Figure 2 montre des applications potentielles des alliages aluminium-lithium dans un avion de ligne. La réduction de poids n’a pas autant d’impact sur la réduction de coûts de carburant dans le domaine automobile que dans celui de l’aviation. Conséquemment, l’augmentation du coût de l’alliage dû au lithium n’est pas encore justifiée pour l’industrie automobile et ceci explique pourquoi l’utilisation de ce type d’alliage est limitée à l’aéronautique et l’aérospatiale.

5

2.2 Structure de déformation

2.2.1 Glissement et maclage

Les métaux se déforment selon deux principaux mécanismes qui sont le glissement de dislocations et le maclage. La Figure 3 présente une dislocation de type coin. Le glissement se produit sur certains plans spécifiques à chaque métal appelés plans de glissement. La direction du déplacement de la dislocation est aussi dépendante de la structure cristalline du métal. Dans les métaux à structure cubique à faces centrées (CFC), le glissement se produit sur les plans {111} dans les directions <110>. Plusieurs métaux possèdent une structure CFC tels que l’aluminium, le fer dans la phase austénite (γ), l’or, le cuivre et le nickel. Il a été démontré que l’aluminium possède le système de glissement {100} <110> au-dessus de 450°C [7]. Il a aussi été observé pour les métaux CFC à haute température que le glissement s’effectuait aussi sur les plans {110}, {100}, {112} et {122} [8]. Les dislocations dans les métaux cubiques centrés (CC) se déplacent sur les plans {110} et les plans {112} à haute température dans les directions <111>. Parmi les métaux CC on retrouve le fer α, le molybdène, le chrome, le tungstène et le titane β. Le glissement dans les métaux hexagonaux compacts, le magnésium, le titane α et le zinc, s’effectue sur les plans basaux {0001} dans les directions . La Figure 4 présente les trois structures cristallines énumérées ainsi que leurs plans et directions de glissement respectifs. Le nombre de systèmes de glissement indépendants est indicatif de la ductilité des métaux. Les métaux à structure CFC, CC et HC possèdent respectivement douze, douze et trois systèmes de glissement indépendants. Ceci explique la plus grande ductilité des métaux cubiques tels que l’aluminium et le fer comparativement aux métaux à structure hexagonale compacte comme le magnésium et le titane. Étant donné que la structure CFC est plus compacte que la structure CC, il est plus facile d’effectuer le glissement et les métaux CFC comme l’aluminium seront généralement plus ductiles que les métaux à structure cubique centrée [3, 9, 10]. Une exception notable est le fer qui présente une ductilité plus importante que l’aluminium.

1120

6

Figure 3: Dislocation-coin [11]

Figure 4: Systèmes de glissement pour les structures CFC, HC et CC [9]

Le maclage est un mode de déformation qui se produit en présence d’un plan miroir où se trouve une faute d’empilement. Lorsqu’un certain cisaillement τ est appliqué sur le plan de maclage, celui-ci se déforme dans une direction précise. L’orientation cristalline change lors du maclage, comme il est observable à la Figure 5, alors que ce n’est pas le cas lors du glissement [10, 11]. La déformation par maclage se fait habituellement conjointement avec le glissement des dislocations. Le maclage en soi ne confère par une grande ductilité. Par exemple, un monocristal de zinc déformé par maclage n’atteint que 7,39 % d’allongement [10]. Les métaux se déformant par glissement sont les métaux à structure cubique centrée et ceux à structure cubique faces centrées possédant une énergie de faute d’empilement moyenne à élevée. Les métaux se déformant par maclage sont principalement les métaux à structure hexagonale compacte et les métaux cubiques faces centrées possédant une faible énergie de fautes d’empilement [8, 10]. Comme

7

l’aluminium possède une structure cubique faces centrées et une énergie de faute d’empilement élevée, ce métal et ses alliages se déforment uniquement par glissement. L’énergie de faute d’empilement est l’énergie nécessaire pour qu’apparaisse une erreur lors du placement des atomes. Si l’empilement ordonné est ABC ABC ABC pour un matériau cubique faces centrées, une faute d’empilement serait par exemple ABC ACB CA [10]. Le plan dans lequel est situé l’atome A constitue un plan de maclage. Le Tableau 1 présente les énergies de faute d’empilement pour divers métaux et alliages. Il est possible d’observer que l’aluminium possède une énergie de faute d’empilement élevée.

Figure 5: Maclage [11]

Tableau 1: Énergie de faute d'empilement [8]

Métal γEFE (mJ/m2) Métal γEFE (mJ/m2)

Aluminium 166 Zinc 140

Cuivre 78 Magnésium 125

Argent 22 91Cu :9Si 5

Or 45 Zirconium 240

Nickel 128 Acier inoxydable 304 21

Cobalt (CFC) 15 70Cu : 30Zn 20

2.2.2 Structure déformée

Lors de la déformation par glissement, diverses particularités apparaissent dans la microstructure pour former une structure déformée. Ces particularités seront décrites en

8

ordre croissant de taille et sont présentées schématiquement à la Figure 6. La particularité de base de la structure déformée est, tel que mentionné auparavant, la dislocation. Au cours de la déformation, la densité de dislocations augmente. Cette densité est exprimée en longueur de dislocation par volume, soit mm/mm3, ce qui revient à dire mm-2. La densité de dislocations passe de 106-108 mm-2 pour un alliage recuit à 109-1012 mm-2 pour un métal ayant subi une importante déformation plastique [10, 11]. L’augmentation de la densité de dislocations permet d’augmenter la résistance à la traction et la limite élastique d’un alliage tout en diminuant la ductilité. Étant donné que les alliages d’aluminium-lithium sont soumis au durcissement par précipitation et non pas par écrouissage, ce dernier type de durcissement ne sera pas expliqué ici.

Figure 6: Structure de déformation [8]

Dans certains métaux tels que l’aluminium et le fer α, la particularité suivante est la cellule de dislocations. Une cellule de dislocations est un volume de métal entouré par une barrière diffuse. La barrière est constituée d’un enchevêtrement de dislocations. La densité de dislocations à l’intérieur des cellules est semblable à la densité dans un métal peu déformé. La taille de ces cellules diminue avec la déformation jusqu’à stabilisation pour de plus importantes déformations [8, 10]. La taille varie de 0,5 à 1 µm. La Figure 6 montre l’évolution relative de la taille des cellules de dislocations avec la déformation. La désorientation des cellules est d’environ 1° et elle change peu selon la quantité de déformation [8]. La taille des grains influence la résistance mécanique ainsi que la

9

ductilité. Dans le cas de métaux formant des cellules de dislocations, les cellules agissent de façon similaire aux grains. Avoir une fine taille de cellules de dislocations est comparable à posséder une fine taille de grains. Tous les deux améliorent la résistance [3, 10, 12].

Figure 7 : Taille relative des cellules en fonction de la déformation[8]

La particularité suivante est la bande de cellules. Celle-ci consiste en un regroupement de cellules de déformation sous forme allongée. La déformation est homogène dans la bande, mais il y a formation de parois de bandes qui servent à accommoder une déformation inhomogène. La désorientation entre les bandes est plus élevée qu’entre les cellules, mais est relativement stable pour l’aluminium [8].

Lorsque la déformation augmente, il y a formation de microbandes de cisaillement ou bandes S qui sont des bandes de cisaillements internes contenues dans un grain. Il y a du cisaillement sur certains plans préférentiels et la désorientation augmente avec la déformation (ε>1) jusqu’à ce que les bandes deviennent des joints à haute angularité [8].

Pour des taux de déformation importants (𝜀̇>1,2), il peut y avoir formation de bandes de cisaillement qui traversent plusieurs grains malgré les différences d’orientation cristallographique. L’apparition de ces bandes de cisaillement est associée à une instabilité plastique causant une déformation inhomogène très localisée. Une taille de grains plus grande favorise l’apparition des bandes de cisaillement. Plus le grain est gros,

10

plus la déformation homogène devient difficile, des bandes de cisaillement apparaissent donc dans les zones de contraintes localisées élevées. La probabilité de retrouver ces bandes varie aussi avec l’orientation cristallographique et cette probabilité diminue avec une augmentation de la température de déformation. La présence d’éléments en solution solide peut favoriser aussi l’apparition de bandes de cisaillement. Le magnésium en solution a cet effet dans l’aluminium [8]. Ces quatre caractéristiques sont explicables par la variation de la facilité de déformer le métal de façon homogène. Par exemple, à plus haute température, le déplacement des dislocations est facilité, ce qui résulte en une plus grande tendance vers la déformation homogène. La formation de bandes de cisaillement n’est donc pas nécessaire pour accommoder la déformation du métal. La dernière particularité est que les grains passent d’une forme équiaxe dans une structure recristallisée à une forme allongée dans la direction de la déformation.

Les processus de déformation par maclage ne seront pas expliqués ici, car ils ne s’appliquent généralement pas aux alliages d’aluminium. Il est cependant important de noter que la baisse de température ou des taux de déformation élevés entraînent une augmentation de la déformation par maclage. Conséquemment, il reste possible de retrouver du maclage dans les alliages d’aluminium.

2.2.3 Restauration et recristallisation

2.2.3.1 Adoucissement statique

Comme la déformation entraîne une augmentation de la résistance et une baisse de la ductilité, il y a des limitations à la quantité de déformation qu’il est possible d’appliquer sur un matériau avant qu’il n’y ait rupture. Les deux processus d’adoucissement par lequel les métaux peuvent restaurer leurs propriétés sont la restauration et la recristallisation. La Figure 8 présente l’effet des processus d’adoucissement sur les propriétés mécaniques.

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Figure 8: Effets des phénomènes d'adoucissement sur les propriétés mécaniques (ρ=densité de dislocations, d=diamètre de grains) [9]

La restauration est un processus durant lequel les propriétés mécaniques restent largement inchangées malgré qu’il y ait changement de propriétés physiques comme l’augmentation de la conductibilité électrique et thermique. Lors de la restauration, il y a une diminution de la densité de dislocations par annihilation de celles-ci. Lorsque deux dislocations de signe inverse se rencontrent, elles s’annulent. Le deuxième phénomène d’adoucissement apparaissant lors de la restauration est la réorganisation des dislocations sous une forme plus ordonnée qui a pour effet de transformer les parois diffuses des cellules de dislocations en sous-joints de grains. Ce phénomène se nomme polygonisation. Les cellules de dislocations sont donc transformées en sous-grains par la restauration. Il faut cependant qu’il y ait une quantité importante de montées de dislocations-coin ou de glissements déviés des dislocations-vis pour que l’annihilation et la polygonisation se produisent à grande échelle dans la microstructure. Le fait que la montée et le glissement dévié soient favorisés par une température élevée explique pourquoi la restauration se produit à une température plus élevée que la température pièce. Une énergie de faute d’empilement élevée favorise aussi la montée et le glissement dévié. Conséquemment, ce sont les métaux possédant une EFE élevée qui subiront une restauration importante alors que pour les métaux à EFE faible, la restauration prérecristallisation est minime. Un maintien à une température permettant la restauration, mais inférieure à la température de recristallisation entraîne une croissance des sous-grains. Cependant, comme il sera

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discuté plus tard, cette croissance peut être minimisée par la présence de particules qui entravent ce phénomène par effet Zener [4, 8, 9].

La recristallisation est un phénomène par lequel il y a formation de nouveaux grains exempts de déformation. L’effet global sur les propriétés mécaniques est majeur. La ductilité augmente de façon importante jusqu’aux valeurs prédéformation et la résistance diminue substantiellement. Ceci est provoqué par la diminution de la densité de dislocations qui passe de valeur proche de 109-1012 mm-2 à des valeurs variant de 106 à 108 mm-2. Ces dislocations sont absorbées par les nouveaux joints de grains formés. Les grains nouvellement formés germent à des interfaces possédant une angularité élevée comme les joints de grains, les macles et les bandes de cisaillement. Les sous-grains grandissent jusqu'à l’obtention de joints à haute angularité, il y a alors un nouveau grain formé. Lors d’un maintien à haute température, les nouveaux germes croîtront jusqu’à dominer la microstructure. Il ne restera donc que des grains recristallisés. Après cela, si la température élevée est maintenue, certains grains continueront à grandir et provoqueront la disparition des grains défavorisés. La structure résultante sera donc occupée par des grains dont la taille moyenne est plus élevée qu’avant la recristallisation. Si le maintien à haute température de l’alliage se fait pour un temps permettant principalement la germination des nouveaux grains, la taille finale des grains sera donc beaucoup plus petite que celle observée avant la recristallisation. Une exigence pour qu’il y ait recristallisation est que le métal soit déformé. En chauffant un alliage sans qu’il n’y ait de déformation au préalable, il n’y aura que croissance des grains. De plus, comme l’énergie emmagasinée au cours de la déformation via la formation de dislocations sert de force motrice à la recristallisation, une diminution de la densité de dislocations aura comme effet d’augmenter le temps nécessaire pour une recristallisation complète à une température donnée. À temps fixe, la température de recristallisation complète augmentera lorsqu’il y a diminution de la densité de dislocations. Comme il a été mentionné auparavant, la restauration a comme effet de diminuer la densité de dislocations et conséquemment diminue la force qui pousse à la recristallisation. Dès lors, la recristallisation dans les métaux à EFE élevée comme l’aluminium est retardée comparativement à s’il n’y avait pas de restauration. Il est aussi à noter que la taille moyenne des grains recristallisés diminue avec l’augmentation de la déformation. La germination est plus favorisée par une augmentation de la densité de dislocations que ne l’est la croissance des grains. Les grains seront donc plus petits plus la structure est

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déformée [8, 9, 13]. La présence d’éléments en solution solide a aussi un effet important sur la recristallisation. Pour de l’aluminium avec une pureté commerciale, la température de recristallisation est de 200°C alors que pour de l’aluminium purifié par affinage de zone, la recristallisation pourra se faire à -50°C [8].

Les phénomènes de restauration et de recristallisation peuvent être modifiés par la présence de précipités. C’est l’effet Zener. Lorsque placé à un joint de grains ou à un sous-joint de grains, le précipité aura comme effet d’entraver le déplacement de l’interface. Un précipité cohérent aura un effet Zener plus important qu’une particule incohérente. N’ayant pas de lien avec la matrice, la particule incohérente ne constitue pas un obstacle aussi efficace que le précipité cohérent au travers duquel doit passer l’interface pour se déplacer. Trois effets que peuvent avoir les précipités sont la limitation de la taille des grains ou sous-grains, une baisse de la force motrice pour la germination partielle ou entière de nouveaux grains. La recristallisation peut donc être contrôlée ou tout simplement empêchée. Dans l’aluminium, le manganèse, le zirconium et le scandium ont tous comme effet de nuire à la recristallisation. À refroidissement lent (10°C/h), les températures de recristallisation sont respectivement 550°C, 480°C et 500°C pour les alliages Al-0,25% massique Sc, Al-0,25% massique Zr et Al-1,3% massique Mn [4, 8, 9, 13]. Tel qu’il sera mentionné plus tard, l’utilisation du zirconium permet d’éviter la recristallisation durant les procédés thermomécaniques et ainsi d’obtenir des propriétés mécaniques maximales [6].

2.2.3.2 Adoucissement dynamique

Lors de la mise en forme à chaud d’un alliage, les processus de durcissement par écrouissage sont compensés par l’adoucissement dynamique. Les deux principes d’adoucissement dynamiques sont la recristallisation dynamique et la restauration dynamique. Lors de la recristallisation dynamique, le métal subit un écrouissage en début de déformation jusqu’à l’atteinte d’une certaine densité de dislocations. Lorsque cette valeur critique est atteinte, le métal recristallise, ce qui entraine une baisse de la contrainte d’écoulement, pour obtenir une contrainte qui restera stable lors du reste de la déformation à chaud. Lors de la restauration dynamique, les processus d’adoucissement mentionnés plus haut agissent en continu et s’opposent à l’écrouissage. Il y a donc atteinte d’un équilibre et il y a obtention d’une contrainte d’écoulement stable. La restauration

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dynamique ne présente pas de hausse de contrainte d’écrouissage, car la restauration n’a pas besoin d’une valeur critique de densité de dislocations pour débuter. Étant donné que l’annihilation des dislocations lors de la restauration dynamique empêche l’augmentation de la densité de dislocations, les deux processus d’adoucissement dynamiques ne peuvent se produire en même temps. Les métaux à haute énergie de faute d’empilement comme l’aluminium et le fer α présenteront un comportement de restauration dynamique [8, 10]. Il est à noter qu’il est possible de retrouver de la recristallisation dynamique dans les aluminiums de très hautes puretés à température pièce parce que le taux de restauration est trop faible pour empêcher la recristallisation dynamique [8].

La microstructure obtenue lorsqu’il y a recristallisation dynamique est une microstructure exempte de particularité représentative de la déformation. Suite à la restauration dynamique, la structure est une structure de grains allongés contenant des sous-grains de forme équiaxe. En effet, lors de la déformation à chaud, les cellules de dislocations n’apparaissent pas parce qu’il y a formation directe des sous-grains. Les effets de la température et du taux de déformation peuvent être représenté à partir du paramètre de Zener-Hollomon [8] :

Équation 1

Où est le taux de déformation, Q l’énergie d’activation, R est la constante des gaz parfaitset T est la température. Les bandes de cellules et de cisaillement deviennent moins présentes avec la diminution de Z. La taille des sous-grains ne varie pas avec la déformation pour ε>0,5, mais diminue avec l’augmentation du facteur Z [8].

exp Q Z RT     _{ }   

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2.3 Texture

La texture cristallographique se définit comme une orientation cristalline préférentielle [8, 14]. Les cristaux se déformant selon des plans et des directions spécifiques. Le fait de posséder une orientation préférentielle entraînera une variation des propriétés mécaniques selon la direction, soit de l’anisotropie. Dans l’étude générale des propriétés mécaniques des métaux, l’hypothèse utilisée est que le métal possède des propriétés ne variant pas selon la direction d’observation, il est donc dit isotrope. Cette hypothèse est valable pour des alliages de fonderie ou pour des alliages n’ayant pas subi de déformation ou dans les cas où l’anisotropie est assez minime pour qu’elle soit négligée. Cependant, dans plusieurs autres cas, la texture a une influence importante. Deux cas connus sont le contrôle de la texture pour améliorer l’emboutissabilité des aciers bas carbone ainsi que le contrôle de l’orientation préférentielle des alliages d’aluminium servant à la fabrication de cannettes pour éviter la formation de cornes [3, 8, 10, 15]. Dans le domaine de l’aéronautique, l’anisotropie doit être bien connue étant donné les normes sévères qui régissent cette industrie. Les alliages aluminium-lithium sont plus susceptibles à l’anisotropie causée par la texture que les alliages d’aluminium traditionnels, conséquemment, connaître et contrôler les textures en présence devient encore plus important [6]. C’est pour cette raison que seront décrites dans ce chapitre les bases de la caractérisation de textures. Les méthodes permettant de décrire la texture et les textures typiques des métaux cubiques à faces centrées y seront expliquées.

2.3.1 Description de texture

Plusieurs méthodes existent pour caractériser les textures. Pour décrire une texture, il faut pouvoir mettre en relation le système d’axes d’un cristal ou de plusieurs cristaux avec un axe de référence. Dans le cas des métaux étant mis en forme, les axes de références concernent habituellement les directions particulières de la mise en forme. La direction normale à la direction de mise en forme est souvent utilisée. Cette direction correspond aussi au plan de mise en forme par perpendicularité. Un exemple est une tôle laminée. La tôle a une direction de laminage, c’est-à-dire la direction d’entrée vers la sortie du métal dans les rouleaux. La tôle étant plane, il est possible de visualiser qu’elle possède un plan de laminage, c’est-à-dire les surfaces parallèles qui sont mises en contact avec les rouleaux. En cherchant une droite perpendiculaire à ce plan, il est possible de trouver la direction normale, qui traverse la tôle par son épaisseur. La direction perpendiculaire à

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ces deux directions est la direction transversale. Pour la description des orientations des cristaux, les trois axes font partie de la famille de direction <100> [14].

Les deux méthodes qui seront expliquées ici sont celles utilisant les indices de Miller et celles utilisant les angles d’Euler. Les indices de Miller consistent en deux groupes de valeurs représentant un plan et une direction spécifique dans un cristal. La direction est présentée en premier soit sous la forme [jkl] pour une direction spécifique ou sous la forme <jkl> pour une famille de direction. La valeur représentant un plan spécifique est écrite comme suit, (abc), alors qu’une famille de plans est écrite sous la forme {abc}. Étant donné que toutes les directions spécifiques d’une même famille sont égales, il est donc plus logique d’utiliser la famille de direction pour représenter une orientation. Par exemple, la direction [100] peut être interchangée avec la direction [010], la structure cubique étant identique dans ces deux directions. La même chose peut être dite à propos des familles de plans. Comme il a été mentionné auparavant, la valeur représentant le plan peut aussi être vue comme une direction. En fait, c’est la direction perpendiculaire à ce plan. Les angles d’Euler représentent plutôt trois rotations du spécimen analysé effectuées autour d’axes prédéterminés pour qu’il devienne orienté parallèlement au cristal. Les indices de Miller représentent donc quelle orientation du cristal est alignée avec une orientation de référence, ou vice-versa dans le cas d’une figure de pôle inverse, alors que les angles d’Euler représentent l’écart entre l’orientation du cristal et celle de référence.

Les descriptions de textures décrites ci-haut fonctionnent en supposant que les textures sont des orientations cristallines bien précises. Cependant, il a été observé que certaines textures évoluent le long de fibres, des zones en forme de fil ou de fibre dans l’espace d’Euler où se retrouvent les orientations cristallines. La Figure 9 présente l’espace d’Euler dans laquelle il est possible de voir la fibre α et β d’un métal cubique à faces centrées. Il est important de faire la nuance entre les fibres qui sont des zones où se retrouvent des textures et des textures fibres, qui sont des textures n’ayant qu’une orientation.

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Figure 9 : Fibres α et β dans l'espace d'Euler 3D [14]

2.3.2 Figures de pôles

Les figures de pôles et les figures de pôles inverses utilisent les indices de Miller pour représenter les orientations cristallines. La Figure 10 présente les étapes de construction d’une figure de pôle. Pour pouvoir lire la figure de pôle, il est nécessaire de savoir comment elle a été construite. Cette représentation est la projection des directions normales à une famille de plans prédéfinis du cristal dans une sphère. Le pôle Nord représente la direction normale au spécimen et les deux autres directions d’intérêt sont placées sur la ligne de l’équateur. Les normales à la famille de plan sont projetées dans l’hémisphère nord. À la Figure 10, une figure de pôles {100} est construite, conséquemment, ce sont les directions de la famille <100> qui sont projetées. À partir du pôle Sud, des droites rejoignant les projections des directions sont tracées (étape b). À l’étape c, il faut couper la sphère à l’équateur et garder dans la figure finale les points à l’équateur formés par les droites créées à l’étape b. La construction produite est la figure de pôles pour un cristal. Lorsque les figures sont construites en pratique, il s’agit de la somme des orientations des cristaux contenus dans la zone d’analyse. Les résultats sont habituellement placés sous forme de courbes de niveau où chaque niveau est une intensité du signal recueilli [8, 14, 15]. Les angles α et β observable à la Figure 10 permettent de montrer la différence entre la direction projetée et la direction de référence. L’angle β est l’angle entre une direction de référence sur l’équateur de la sphère, habituellement la direction de laminage, et l’angle α est l’angle entre le pôle Nord, soit la direction normale de l’échantillon, et la projection sur la surface de la sphère de la direction prédéfinie du

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cristal. Il est important de noter que la progression de l’angle α n’est pas linéaire sur la figure de pôle. Un défaut de la figure de pôles est que l’information obtenue est partielle, car il y a seulement une direction qui est analysée [8, 14].

Figure 10: Construction d'une figure de pôle[14]

2.3.3 Figure de pôles inverses

La figure de pôles inverses se construit d’une façon similaire aux figures de pôles. La figure de pôles inverses a comme différence que ce qui sert d’axes sur la sphère sont les axes du cristal et ce qui sert à faire les projections sont les directions particulières du spécimen (DN, DL, DT). Il a été mentionné auparavant que les orientations cristallines préférentielles étaient constituées d’une direction et d’un plan particuliers. Dans certains cas, il n’y a qu’un axe dirigeant la texture. Des exemples sont des déformations uniaxiales comme un essai de traction, le tréfilage d’un fil ou l’extrusion d’une pièce cylindrique. Dans ces cas, il n’y a que la direction qui importe, la déformation ne suit pas de plan particulier. Conséquemment, l’évolution de la texture dans un tel cas sera uniaxiale et est appelée une texture fibre. La représentation complète d’une figure de pôle inverse devient superflue pour une texture de type fibre. Une fraction de la figure est nécessaire pour représenter la texture présente. Pour les matériaux cubiques, cette section correspond à un triangle dont les trois coins sont les familles de direction <100>, <110> et <111>. Il est possible de voir un exemple de figure de pôle inverse à la Figure 11 où il est possible d’observer les trois directions mentionnées [8, 14, 15].

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Figure 11: Figure de pôles inverses d'aluminium tréfilé à froid[14]

2.3.4 Fonctions de distribution des orientations cristallines

Les fonctions de distribution des orientations cristallines (FDOC), appelées en anglais « orientation distribution function » ou ODF, permettent de représenter la texture en utilisant les angles d’Euler plutôt que les indices de Miller. Comme il a été mentionné auparavant, les angles d’Euler sont les trois angles de rotation du spécimen pour qu’il rejoigne l’orientation du cristal. La Figure 12 présente les étapes permettant d’obtenir les angles d’Euler selon la méthode développée par Bunge. La première étape consiste à faire tourner l’orientation du cristal d’un angle ϕ1 autour de l’axe normal (DN). Les directions

de laminage (DL) et transversales (DT) seront conséquemment changées. Il faut ensuite effectuer une rotation d’un angle φ autour de la direction de laminage modifiée (DL’). La troisième rotation ϕ2 se fait autour de la direction normale modifiée (DN’) [14].

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Figure 12: Détermination des angles d’Euler [14]

En utilisant tous les groupes d’angles d’Euler recueillis au travers de la somme des grains analysés, il est possible de représenter les résultats dans l’espace d’Euler. Pour les matériaux cubiques, cet espace est constitué de trois axes : ϕ1, φ et ϕ2. Les axes présentent

des valeurs allant de 0 à 90°. La Figure 9 présente une FDOC dans l’espace d’Euler en trois dimensions. Comme il est difficile d’utiliser une figure en trois dimensions dans sur une feuille en deux dimensions, les FDOC sont habituellement présentées sous forme de tranches de l’espace d’Euler où un des angles est fixé à plusieurs valeurs placées à intervalle régulier. Il est donc possible d’obtenir des figures dans lesquelles les valeurs des axes variables évoluent le long des axes X et Y alors que le troisième axe est fixé. À la Figure 13, il est possible d’observer une FDOC avec ϕ2 fixé à des valeurs allant de 0°

à 90° avec des intervalles de 5°. Comme il est possible de voir à la Figure 13, les matériaux cubiques à faces centrées sont habituellement représentés dans les FDOC avec les valeurs de ϕ2 fixées. Une troisième façon de représenter les FDOC est en fixant deux

des trois axes. La figure résultante présente l’intensité du signal, soit l’amplitude de la texture, en fonction de la variation d’un angle. Cette méthode permet de mieux visualiser l’intensité d’une texture par rapport à l’utilisation des courbes de niveaux. Cependant, comme deux des trois axes sont fixés, il n’est possible de représenter que les textures qui sont englobées dans ces deux axes. Conséquemment, beaucoup d’informations sur la texture du spécimen analysé sont perdues. D’un autre côté, cette représentation est intéressante pour voir l’évolution d’une certaine texture en variant une variable externe au système d’axes, comme par exemple le taux de déformation. La Figure 14 présente l’évolution de textures dans un acier selon le taux de réduction. Les FDOC sont utiles,

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car elles permettent de représenter toutes les informations directionnelles des cristaux par opposition aux figures de pôle qui ne représentent les textures que selon une famille de direction particulière. De plus, les FDOC rendent l’identification de textures plus facile, elles fournissent des données quantitatives et permettent d’identifier les fibres de textures. Elles ne sont cependant pas sans défaut. Chaque texture apparaît trois fois dans les FDOC et conséquemment il y a de l’information redondante. Un deuxième défaut est qu’il y a de la distorsion pour de faibles valeurs de φ. Cet artefact provient du fait que lorsque φ=0, une certaine valeur de ϕ1 + ϕ2 représente une certaine texture peu importe la valeur

spécifique de ces angles. Cette distorsion est observable dans l’espace d’Euler en trois dimensions ainsi que pour l’espace d’Euler en deux dimensions avec les valeurs de φ fixées [8, 14, 15].

Figure 13: FDOC (ODF) d'un laiton [14] Figure 14: Évolution de la texture d'un acier en fonction de la déformation [14]

2.3.5 Cartes d’orientation

Toutes les méthodes décrites jusqu’à maintenant pour exprimer la texture sont qualifiées de macrotexture, car il n’est pas possible de différencier de quel grain provient quelle texture. L’utilisation de la diffraction des électrons rétrodiffusés (EBSD) a permis l’apparition de la microtexture. À l’aide de l’EBSD, il est possible de créer des cartes

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d’orientation, des images dans lesquelles les orientations de grains individuels sont observables. Deux méthodes pour représenter les cartes d’orientation sont à mentionner : la méthode utilisant le triangle de la figure de pôles inverse et celle utilisant les angles d’Euler. La méthode se servant du triangle de la figure de pôles inverse consiste à exprimer la texture de chaque grain avec un code de trois couleurs, souvent rouge, bleu et vert. Chaque couleur représente une des directions présentées dans le triangle de la figure de pôles inverse, soit <100>, <110> et <111>. La Figure 15 présente le triangle utilisé pour les matériaux cubiques. Comme dans le cas de la figure de pôles inverse, l’analyse est effectuée par rapport à une direction de référence seulement. Conséquemment, au moins deux cartes sur trois sont nécessaires pour représenter la texture complète du matériau. La deuxième méthode consiste à utiliser une légende de couleur représentant les angles d’Euler. Chaque angle est d’une certaine couleur et plus la valeur de l’angle augmente, plus la teinte devient pâle. En mélangeant les trois couleurs sur chaque grain, et donc les trois angles d’Euler, il est possible d’exprimer la texture complète [14].

Figure 15: Triangle servant de légende pour la carte d'orientation

2.3.6 Textures en présence dans les cfc

Les matériaux cubiques à faces centrées, tel que l’aluminium, possèdent diverses textures de déformation et de recristallisation. Ces différentes textures seront mentionnées ici pour que le lecteur soit familier avec celles-ci lorsque sera discuté le cas particulier des alliages aluminium-lithium. Le Tableau 2 présente les différentes textures de laminage pouvant être retrouvées dans les matériaux cubiques à faces centrées. Deux groupements de textures sont habituellement observés, soient les textures de métaux purs et les textures d’alliages. Les textures de métaux purs sont caractéristiques de métaux cfc à EFE élevée

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alors que les textures de type alliage sont observées dans les métaux à faible énergie de faute d’empilement. Dans le cas du cuivre et du laiton, l’énergie de faute d’empilement diminue avec l’augmentation de la concentration de zinc et conséquemment, l’EFE faible concorde avec le type de texture d’alliage. Dans le cas des alliages d’aluminium corroyé, l’EFE reste élevée malgré l’ajout d’éléments d’alliage et les textures de déformation en présence sont de type métal pur. Cependant, les alliages d’aluminium à résistance élevée, comme ceux à durcissement structural, présentent des textures de type alliages. Malgré que le type de texture soit dirigé par l’EFE, d’autres facteurs peuvent avoir une influence. Dans le cas des alliages durcis par précipitation, l’obtention de textures de type alliage proviendrait du glissement planaire causé par la présence de particules de deuxièmes phases déformables. Le glissement planaire provoqué par ce type de particules sera expliqué en détail dans la section 2.4 traitant du durcissement structural [8]. La Figure 16 montre la variation des textures influencées par les précipités en présence.

Tableau 2: Textures de laminage dans les cfc [8]

Nom {hkl} <uvw> ϕ1 φ ϕ2 Cuivre, C 112 111 90 35 45 S 123 634 59 37 63 Goss, G 011 100 0 45 90 Laiton, B 011 211 35 45 90 Dillamore, D 4,4,11 11,11,8 90 27 45 Cube 001 100 0 0 0

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Figure 16: Effets de la précipitation sur la texture pour un alliage Al-1,8%Cu [14]

Comme il a été mentionné auparavant, les textures peuvent évoluer le long de fibres. Dans le cas des métaux cubiques à faces centrées, les deux fibres principales sont les fibres α et β. Ces deux fibres peuvent être observées dans l’espace d’Euler à la Figure 9. La fibre α va de la texture Goss (G) {110} <001> jusqu’à la texture laiton (B) {110} <112> tandis que la fibre β part de la texture laiton et va jusqu’à la texture cuivre (C) {112} <111>, en passant par la texture S {123} <634> [3, 8, 14].

Les métaux cfc ayant une EFE élevée, où il y a absence relative de glissement planaire et de bande de cisaillement, présenteront des textures de type métal pur. Pour de faibles déformations, les textures suivront la fibre α, soit les textures Goss et laiton, alors que la présence de la fibre β augmentera avec la déformation. Les textures qui seront retrouvées dans ce type d’alliage pour d’importantes déformations seront les textures S, laiton (B) et la texture cuivre (C). La texture S devient la plus importante pour des déformations élevées suivies par la texture cuivre (C) et par la suite par la texture laiton (B) [8, 14].

Les alliages d’aluminium à haute résistance et les métaux cfc à faible énergie de faute d’empilement présenteront une quantité importante de texture laiton (B) lors d’une déformation importante. L’augmentation de cette texture se produira en même temps qu’une diminution de la quantité des textures cuivre (C) et S. Un autre changement par rapport aux textures de type métal pur est que la quantité de textures dans la fibre α restera élevée malgré l’augmentation de la déformation [3, 8, 14].

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Les textures décrites jusqu’à maintenant sont des textures dites de laminage, car elles présentent une direction et un plan caractéristiques. Plusieurs procédés de mise en forme ou essais mécaniques entraînent une déformation uniaxiale où il n’y a pas de plan caractéristique de déformation. Des exemples sont l’extrusion de pièces cylindriques, le tréfilage et les essais de traction et de compression. Dans ce type de déformation, la texture fibre est favorisée. Dans le cas des métaux cubiques à faces centrées, les deux textures fibres sont la texture <111> et la texture <100>. La proportion de ces deux textures dépend de l’énergie de faute d’empilement. Pour les métaux possédant une EFE élevée, la texture <111> occupera la majorité de la microstructure alors que la texture <100> dominera dans les métaux à faible EFE [3, 8, 14].

Étant donné que la composition influence l’énergie de faute d’empilement, la texture sera donc potentiellement changée par une variation de composition. D’autres facteurs influencent aussi les textures en présence tels que les paramètres de mise en forme, la température de déformation, la taille des grains, la formation de bandes de cisaillement et la présence de particules de deuxième phase. L’utilisation d’une température élevée lors de la mise en forme à chaud favorise la présence de la texture laiton {110} <112> et de la texture cube dans les métaux cubiques à faces centrées, particulièrement pour la mise en forme en déformation plane, par exemple le laminage. Les différences de texture proviennent de la variation de l’homogénéité de la déformation, celle-ci liée à l’activation de nouveaux systèmes de glissement et de la restauration dynamique [8]. La taille des grains peut aussi retarder la formation de texture, car la déformation dans un matériau à gros grains est plus inhomogène. L’apparition des bandes de cisaillement entraîne des changements de texture. Celles-ci provoquent une diminution de la texture cube en faveur des textures laiton (B) et Goss [8].

2.3.7 Modèles utilisant les données de texture

Dans le but de mieux quantifier la facilité d’un matériau à se déformer, plusieurs facteurs ont été suggérés, tels que ceux de Sachs et Taylor. Pour calculer ces facteurs pour des pièces spécifiques, les données d’orientation sont utilisées. Les deux facteurs mentionnés sont élaborés à partir de calculs provenant du facteur de Schmid (Équation 2), qui lui relève de l’équation de la cission critique résolue (Équation 3). Dans cette équation, θ

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représente l’angle entre la direction de glissement et l’orientation d’application de la force et χ est l’angle entre la direction normale au plan de glissement et l’orientation de la force appliquée. Deux grains d’orientations différentes présenteront deux facteurs de Schmid et possèderont des cissions critiques différentes. Plus la valeur du facteur de Schmid, de Sachs ou de Taylor est faible, plus le grain ou la pièce sera facile à déformer. Le facteur de Sachs est la moyenne des facteurs de Schmid pour toutes les orientations dans la pièce (Équation 4). Il peut être utilisé pour quantifier la facilité à déformer une pièce polycristalline. Ce facteur est souvent utilisé dans pour des structures à très grands grains où la déformation est peu contrainte. Le facteur de Taylor, d’un autre côté, prend en compte que des grains peuvent être limités dans leur déformation par les grains adjacents. Pour cette raison, pour chaque grain, une moyenne des cinq plus faibles facteurs de Schmid, selon plusieurs systèmes de glissement, est utilisée pour élaborer le facteur de Taylor (Équation 5). La moyenne des valeurs obtenues pour chaque grain est utilisée pour calculer le facteur de Taylor. Alors que l’utilisation du facteur de Sachs tend à surestimer la facilité de déformation, le facteur de Taylor tend à la sous-estimer [6].

cos 𝜃 cos 𝜒 = 1/M (Eq.2) τ = σ cos 𝜃 cos 𝜒 (Eq.3)

∑𝑛𝑖=0𝑀𝑖

𝑛 (Eq.4)

∑𝑛_𝑖=0(𝑀1𝑖+𝑀2𝑖+𝑀3𝑖+𝑀4𝑖+𝑀5𝑖)₅

𝑛 (Eq.5)

2.4 Durcissement structural

2.4.1 Principes du durcissement structural

Le durcissement structural est une méthode d’amélioration des propriétés mécaniques d’un alliage métallique par la précipitation d’une phase autre que celle de la matrice sous la forme de petites particules, appelées précipités. La découverte de ce phénomène est attribuable à Alfred Wilm, qui en 1901 effectua une série d’expériences sur l’alliage nommé par la suite duralumin (Al-3,5-5,5%Cu) dans le but de produire un matériau pour remplacer le laiton dans la fabrication de cartouches d’armes à feu. Il tenta de répéter le phénomène de trempe martensitique observable dans les aciers. Il trempa l’alliage à partir d’une température élevée et il trouva que la dureté des échantillons diminuait avec la rapidité de la trempe. Il reprit ces mesures de dureté suite à la fin de semaine et il s’aperçut que la dureté avait augmenté significativement durant le laps de temps. Malgré que le

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fonctionnement de ce durcissement ne fût expliqué que plusieurs années plus tard, il avait découvert le durcissement structural. Plusieurs alliages métalliques peuvent subir le durcissement structural tels que des alliages d’aluminium, de magnésium, de cuivre, de titane et des aciers maraging ainsi que certains aciers inoxydables. Le présent texte discutera presque exclusivement des alliages d’aluminium. Les principes du durcissement structural sont les mêmes pour tous les alliages mentionnés, mais chacun de ceux-ci a sa particularité dont il ne sera pas question ici [3, 9-12].

Le diagramme de phases ne présente que les phases à l’équilibre. Ceci ne prend pas en considération les phases métastables ni la cinétique de changement de phase. C’est par l’utilisation de ces phases métastables et en manipulant la cinétique à son avantage qu’il est possible d’effectuer le durcissement structural. Cette méthode de durcissement est effectuée à l’aide de plusieurs traitements thermiques. Un prérequis pour qu’un alliage puisse être modifié par durcissement structural est qu’une concentration relativement importante, de l’ordre de quelques pour cent, d’un élément d’alliage soit en solution solide à haute température. Il faut aussi que la solubilité soit significativement plus faible à température pièce. La Figure 17 présente une partie du diagramme de phase Al-Cu dans lequel il est possible d’observer le prérequis [3, 9].

2.4.1.1 Mise en solution

Le premier traitement thermique, appelé mise en solution, consiste à porter l’alliage à haute température, dans la zone où l’élément d’alliage est totalement solubilisé. L’alliage est maintenu à la température élevée jusqu’à ce que l’élément d’alliage soit complètement en solution. Le temps peut donc varier de quelques minutes à vingt heures pour des pièces massives. En manipulant la température, il est possible de diminuer le temps nécessaire pour obtenir une solution complète. Il faut cependant faire attention à la surchauffe. Si la température de la mise en solution dépasse la température eutectique, il y aura apparition d’une phase liquide. Cette phase liquide est indésirable, car elle peut entraîner une diminution des propriétés telles que la résistance à la traction, la ductilité et la ténacité. Il faut aussi éviter un chauffage à une température trop basse, car ceci entraînerait une mise en solution incomplète et il y aurait donc une partie de l’élément d’alliage qui ne pourrait servir au durcissement structural [4, 9, 11, 16].

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Figure 17: Section du diagramme de phase Al-Cu [9]

2.4.1.2 Trempe

Le deuxième traitement thermique consiste à refroidir très rapidement la pièce jusqu’à température ambiante, c’est-à-dire à effectuer une trempe sur la pièce. La trempe n’a cependant pas la même raison d’être que la trempe martensitique des aciers. Elle sert dans ce cas-ci à entraver la diffusion de l’élément d’alliage pour éviter la formation de la deuxième phase d’équilibre. L’élément d’alliage reste en solution et le résultat obtenu est donc une solution solide sursaturée (SSSS). Le taux de refroidissement utilisé est souvent le plus élevé possible. Plus le refroidissement est long, plus les éléments d’alliage auront diffusé pour former la phase d’équilibre. Conséquemment, les propriétés mécaniques sont proportionnelles au taux de refroidissement. Cependant, un taux de refroidissement très élevé est parfois indésirable, par exemple lorsque la stabilité dimensionnelle de la pièce est plus importante qu’une résistance mécanique très élevée. Le médium de refroidissement est habituellement de l’eau froide dans laquelle est trempée la pièce ou qui est projetée sur la pièce. Lorsque le taux de refroidissement nécessaire est plus faible, de l’eau chaude ou une solution de glycol de polyoxyalkylène sera utilisée [16].

Une autre raison nécessitant un taux de refroidissement important est la rétention des lacunes. Lorsque le métal est porté à haute température, la quantité de lacunes augmente étant donné qu’elle est fonction de la température comme l’indique l’équation 6 :