L’INFLUENCE DE LA SURSATURATION SUR LA CINETIQUE DES ZONES GP DANS LES ALLIAGES Al – Ag A TEMPERATURE
DE 200°C
Sabah.SENOUCI 1, A. Azzeddine .RAHO 2
(1, 2)
Laboratoire des solutions solides, USTHB. Alger
(1)Sabah.senouci@yahoo.fr
(2)Raho_azziddine@yahoo.fr
Résumé :
L’alliage Al- Ag est intéressant à étudier pour ses caractéristiques mécaniques. Cet alliage est connu pour son durcissement structural observé lors de la précipitation de phases métastables .
La décomposition d’une solution solide Al- Ag sursaturée (hors équilibre) suit la séquence de précipitation :
Solution solide sursaturée α* → α + zones GP → α + γ’ → α + γ
Les zones GP, formées d’amas d’argent, sont homogènes (η) au dessous de 175°C et possèdent un noyau appauvri en argent et une couche extérieure d’argent pratiquement pur (ε) au dessus de 175°C . La phase métastable γ’, de composition Ag2Al et de structure cristallographique hexagonale, apparaît sous forme de plaquettes cohérentes ou semi cohérentes sur les plans {111} de la matrice. La phase d’équilibre stable γ, de composition Ag2Al et de structure hexagonale, est incohérentes avec la matrice. La présence de ces particules de phases précipitées tend à bloquer le mouvement des dislocations, rendant ainsi plus difficile la propagation de la déformation et augmentant, par conséquent, la résistance mécanique de l’alliage .La précipitation étant régie par la par diffusion d’atomes de soluté. Cette séquence peut être accélérée pars des traitements thermiques de revenu.
Mot clés
: durcissement structural, la cinétique de précipitation, Le temps d’incubation, la fraction transformée.Introduction
Dans les alliages Al-Ag , le durcissement structural observé est principalement lié aux interactions dislocations -précipités.Lors d’une déformation plastique les dislocations cisaillent les précipités cohérents avec la matrice et contournent les précipités incohérents avec la matrice. Une solution solide Al-Ag sursaturée (hors équilibre), obtenue par trempe à partir d’une température
d’homogénéisation déterminer par le diagramme d’équilibre [1], évolue vers l’équilibre selon la séquence : α * → α + zones GP→ α + γ’ → α + γ [2,3,4]
Figure 1 : diagramme d’équilibre du système Al-Ag.
Les zones GP, formées d’amas d’argent, sont homogènes (η) au dessous de 175°C et possèden un noyau appauvri en argent et une couche extérieure d’argent pratiquement pur (ε) au dessus de 175°C . La phase métastable γ’, de composition Ag2Al et de structure cristallographique hexagonale, apparaît sous forme de plaquettes cohérentes ou semi cohérentes sur les plans {111} de la matrice.
Cette évolution régie par diffusion d’atomes
de soluté,peut accélérée par des traitements thermique de revue. la cinétique de précipitation d’une phase peut être établie à l’aide de la relation de Merle sur la base de mesure de micro dureté.
Selon Merle ,la fraction transformée au cours de la précipitation d’une phase est donnée par : F=[Hv(t)-Hv(0)]/Hv(max)-Hv(0) (1)
ou Hv(t) est la dureté de l’alliage au cour de la précipitation , Hv(0) sa dureté à l’état homogène (juste après trempe) et Hv (max ) sa dureté maximale correspondant à la précipitation maximale de cette phase. Dans ce travail, nous nous proposons d’étudier la cinétique de précipitation des zones GP dans l’alliage Al-Ag.
Méthodes expérimentales et résultats
Les alliages ont été élaborés par fusion d’aluminium commercial (99,5%) et de argent pur (99,99%) . Ces alliages sont homogénéisés à 540°, pendant 10 jours puis trempés à l’eau (20°C).les échantillons obtenus après trempe, subissent des traitements thermiques de revenue. à l’issue desquels sent effectuées des mesures de micro dureté.
Résultats et interprétations
Les micrographies (figures 2,3) montrent respectivement, une structure dendritique résultant de l’écart aux conditions d’équilibre thermodynamique obtenue après refroidissement lent et une structure granulaire obtenue après homogénéisation et trempe. Le changement d’une structure dendritique en une structure granulaire est assuré par la diffusion atomique. les dendrites peuvent être éliminée par des traitements thermiques (homogénéisation) ou thermomécanique.
Figure2 : Micrographie d’un échantillon après élaboration subissant un refroidissement lent jusqu
‘à l’ambiante (structure dendritique).
Figure 3:Micros graphie de l’échantillon homogénéisé à540°C pendant10jours (structure granulaire monophasée)
Isothermes de dureté
Les courbes isothermes de dureté montrent un durcissement attribué à la précipitation des zones de GP (figure 4).le palier correspond à la précipitation maximale des zones de GP,lorsque les germes de la phase γ’ se forment , les zones de GP se dissolvent pour alimenter les particules de la phase γ’ en atomes de soluté.
La croissance des particules de la phase γ’ est responsable du durcissement observé à l’issue du palier. La adoucissement est attribué à la coalescence des particules de la phase γ’et à la précipitation des particules de la phase d’équilibre γ. La sursaturation a tendons à accélérer la transformation et à augmente le durcissement.
Figure4 : Courbes isothermes de dureté à 200°C, pour Al-2.5 at%Ag , Al-5at%Ag , Al-7at%Ag , Al-10at%Ag.
Cinétique de précipitation
Les courbes de la figure (5) représentent l’évolution de la fraction transformée F représentant la volume occupé par les zones de GP au cours de précipitation rapporté au volume maximal qu’elles occupent à l’équilibre métastable. Les courbes montrent une phase de germination rapide en raison
de la sursaturation de lacunes obtenue à la trempe, une phase de croissance et une phase de coalescence plus lentes.
Figure 5 : Fraction transformée au cours de la précipitation des zones de GP
Germination
La forte sursaturation en lacunes obtenues par trempe et la température de revenu élevée sont responsables de germinations rapide, les temps d’incubation , temps nécessaires à la formation des germes, obtenus par extrapolation étant faibles. Les temps d’incubation ti diminuent avec l’augmentation de la sursaturation en atomes soluté . Tableau1
A T=200°C, la sursaturation est donnée par ∆x= x0-xe ou x0 est la concentration de l’alliage en atomes de soluté et xe , la concentration de la matrice à l’équilibre métastable.
Tableau 1 -Temps d’incubation exprimés en minutes pour différentes températures de revenu obtenu - pas extrapolation.
Croissance
Les courbes des les figures (4, 5, 6,7) montrent que la phase de croissance obéit à la loi de JONHSON MEHL AVRAMI (JMA) : F=1-exp-(Kt)n avec des paramètres de croissance n et k résumés dans le tableau 2 de la croissance contrôlée par la diffusion .Il augmente avec la sursaturation
. Tableau2 -Paramètres de croissance, n et k à différentes températures de revenu.
x0-xe n k
2.5 1.3 2.4
5 1.6 3.4
7 1.6 3.6
10 2,7 5.5
Le paramètre k caractérise l’énergie d’activation de la diffusion. Pour les saturations de 5%,7%, 10% , les valeurs de n sont caractéristiques de précipitations préférentiellement homogènes et hétérogènes pour 2.5%.
x0-xe ti
2.5 6
5 5
7 6
10 5.8
-2,0 -1,5 -1,0 -0,5 0,0 0,5 -2,5
-2,0 -1,5 -1,0 -0,5 0,0 0,5 1,0
lnln(1/1-F)
ln t(h) Al-2,5at% Ag
Figure 4 : paramètre de croissance de l’alliage Al-2.5at% Ag.
-2,0 -1,5 -1,0 -0,5 0,0
-2,5 -2,0 -1,5 -1,0 -0,5 0,0 0,5 1,0
lnln(1/1-F)
lnt(h) Al-5at% Ag
Figure 5: paramètre de croissance de l’alliage Al-5at% Ag.
-2,2 -2,0 -1,8 -1,6 -1,4 -1,2 -1,0 -0,8 -0,6 -0,4 -2,5
-2,0 -1,5 -1,0 -0,5 0,0 0,5 1,0
lnln(1/1-F)
lnt(h)
Al -7at% Ag
Figure 6: paramètre de croissance de l’alliage Al-7at% Ag.
-2,2 -2,0 -1,8 -1,6 -1,4 -1,2 -1,0 -0,8 -0,6 -1,5
-1,0 -0,5 0,0 0,5 1,0
lnln(1/1-F)
lnt(h) Al -10at% Ag
Figure 7: paramètre de croissance de l’alliage Al-10at% Ag.
Conclusion
Ce travail montre l’influence de la sursaturation sur la cinétique de précipitation des zones de GP dans les alliages Al-Ag.
une grande saturation accélère la précipitation. Pour de faibles sursaturation, la la précipitation est préférentiellement hétérogène.
Référence
[1]A.Guinier ,Nature.142,(1928),569.
[2]G.D.Preston ,Proc.R.Soc.A167 ,(1938),526
[3]Ph.A.Dubey, B.Schonfeld, G.Kostory.Acta metall.39,(1991),1161 [4] B.Predel und W.Gust.Mater.sci.Eng.,10(1972).212.
[5] A.Porter,K.E.Easterling,”Phase transformation in Metals and Alloys”,2nd edition, chapman;Hall,(1992).
[6]Y.Adda,J.Philibert,J.M.Dupouy,Y.quere,
“Elément de métallurgie Physique”,vol4(1990)
[7]W.Johnson and R.F.Mehl ”Reaction kinitics in processes of nucleation and growth”.Trans.AIME135 416(1939)
