INFLUENCE DE LAMINAGE SUR LE DURCISSEMENT STRUCTURALE DE L’ALLIAGE Al-5at.%Ag
Sabah. SENOUCI 1 , A. Azzeddine .RAHO 2
(1, 2) Laboratoire des solutions solides, USTHB, Alger
sabah.senouci@yahoo.fr raho_azzeddine@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 (zones de Guinier- Preston) → α + γ’ → α + γ Le diagramme d’équilibre est caractérisé par une lacune de miscibilité métastable constituée d’un domaine de précipitation de zones GP ordonnées, η , au dessous de 170°C d’une concentration en atomes d’argent pouvant atteindre 50% , et d’un domaine de précipitation de zones GP désordonnées , ζ , au dessus de 170°C d’une concentration en atomes d’argent pouvant atteindre 35% . La phase métastable γ’, de composition Ag2Al et de structure cristallographique hexagonale, apparaît sous forme de plaquettes cohérentes ou semi cohérentes. La phase d’équilibre stable γ, de composition Ag2Al et de structure hexagonale, est incohérente 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 par des traitements thermiques de revenu.
Nous nous proposons d’étudier l’influence de la déformation plastique sur la cinétique de précipitation des zones GP et de la phase métastable γ’ dans l’alliage Al-5% at. Ag.
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Mot clés : durcissement structural, températures de revenu, cinétique de précipitation, temps d’incubation, énergie d’activation, laminage.
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.
Le diagramme d’équilibre du système Al-Ag d’après [5] , présente une réaction eutectique à 567°C avec une limite de solubilité de l’argent dans l’aluminium de l’ordre de 23,5 atomes % à 567°C ; La limite de solubilité sépare deux phases, la phase α est la phase γ .La phase α , qui est une solution solide de substitution d’argent dans l’aluminium , cristallise dans le système cubique à faces centrées de paramètre a= 4, 048 A°.(Figure 1) [6]
Cette évolution régie par diffusion d’atomes de soluté, peut être accélérée par des traitements thermiques de revue. La cinétique de précipitation d’une phase peut être établie à l’aide de la relation de Merle sur la base de mesures de micro dureté. Selon Merle [7], la fraction transformée au cours de la précipitation d’une phase est donnée par :
F=[Hv(t)-Hv(0)]/Hv(max)-Hv(0) (1)
Où Hv(t) est la dureté de l’alliage au cours 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.
1 Méthodes expérimentales
Les alliages ont été élaborés par fusion d’aluminium commercial AA1050 (99,5%) et d’argent pur (99,99%) . Ces alliages sont homogénéisés à 540°C, pendant 10 jours puis trempés à l’eau (20°C).Les échantillons obtenus après trempe, subissent des traitements thermiques de revenu. à l’issue desquels sont effectuées des mesures de microdureté.
2 Résultats et interprétations
2.1 Caractérisation des échantillons par diffraction des rayons X
Les enregistrements obtenus au diffractomètre (figures 2, 3) montrent que les solutions solides homogénéisées pendant 7 jours et trempées donnent des raies de diffraction aux positions angulaires analogues à celles données par le réseau du métal de base, l’aluminium, utilisé pour l’élaboration. Les solutions solides homogénéisées, trempées à l’eau et déformées par laminage à un taux de 30%
donnent des raies de diffraction légèrement décalée par rapport à celles des solutions solides non déformées.
Figure 2: Spectre de diffraction de l’alliage Al-5at.% Ag non laminé homogénéisée à 540°C.
Figure 3: Spectre de diffraction de l’alliage Al-5at.%Ag laminé homogénéisée à 540°C.
2.2 Détermination du paramètre de maille de la solution solide homogène Al-5% Ag déformée par laminage à un taux de 30%
Les défauts introduits par la déformation plastique sont responsables de la variation du paramètre de maille de la solution solide [9, 10]. Les paramètres de maille sont déterminés à l’aide de la fonction d’extrapolation F(θ), de Nelson et Riley [8]. (Tableau 1)
Tableau 1- Paramètres de maille des
solutions solides non déformée et déformée.
2.3 Isothermes de dureté
Le durcissement observé est dû à la précipitation des zones GP et de la phase γ’. La densité de dislocations introduites et la réduction de la taille des grains contribuent au durcissement supplémentaire observé dans les alliages déformés (figures 4, 5, 6,7).
Figure 4 : Isothermes de dureté de l’alliage Al-5% Ag déformé et non déformé à T=100°C.
Figure 5 : Isothermes de dureté de l’alliage Al-5% Ag déformé et non déformé à T=150C°.
Figure 6: Isothermes de dureté de l’alliage Al-5% Ag déformé et non déformé à T=180°C.
Figure 7: Isothermes de dureté de l’alliage Al-5% Ag déformé et non déformé à T=200°C.
L’élévation de la température accélère l’établissement de l’équilibre métastable des zones GP et la précipitation de la phase γ’.
3 Germination
Les temps d’incubation ne semblent pas sensibles au laminage (tableau 2).
Tableau 2- Temps d’incubation exprimés en minutes pour différentes températures de revenu obtenus pas extrapolation.
4 Croissance
4.1 Energies d’activation de la diffusion au cours de la germination des zones GP
Les énergies d’activation apparentes au cours de la germination des zones GP sont de l’ordre de
1,6 ± 0,48 kJ /mole dans l’alliage déformé .la déformation plastique est de l’ordre de 0,7 ± 0,21 kJ/mole dans l’alliage non déformé introduit une densité de défauts importante responsable
de l’élimination d’une partie des lacunes en excès et donc, d’un ralentissement de la germination. [11 ,12]
4.2 Energie d’activation de la diffusion au cours de la croissance des zones GP
Les énergies d’activation apparentes déterminées à l’aide de la relation d’Arrhénius sont de l’ordre de (31± 9%) kJ/mole au cours de la croissance des zones GP dans les échantillons non déformés et augmentent avec la fraction transformée dans les échantillons déformés (tableau .3). Dans les échantillons non déformés et déformés, elles sont plus élevées que celles au cours de la germination en raison de l’élimination d’une partie des lacunes en sursaturation.
Tableau .3: Energies d’activation au cour
de la croissance des zones GP exprimées en kJ/mole.
Dans l’alliage déformé, la croissance des zones GP est accélérée au début, les lacunes de trempes n’étant pas entièrement éliminées et les champs de contrainte des défauts favorisant la diffusion des complexe lacune-soluté pour former les zones GP. Elle est plus lente avec l’avancement de la transformation. Au cours de la croissance, une partie des lacunes est éliminée aux défauts introduits par le laminage. Avec l’avancement de la réaction, le nombre de lacunes diminuant, le mécanisme de transport de soluté par l’intermédiaire du complexe lacune-soluté est ralenti.
5 Conclusion
La déformation plastique durcit davantage l’alliage et provoque une variation du paramètre de maille de la solution solide homogène.
La déformation plastique accélère la germination des zones GP. Leur croissance est accélérée puis ralentie au cours de l’avancement de la réaction.
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).
[8] J. B. Nelson, D. B. Rilley, 3rd Proc. Phys. Soc. London, 48 (1945), p. 297.
[9] R. J. price , and a. kelly « déformation of age-hardened aluminium alloy crystals-II. Fractur » Acta Metallurgica, vol. 12, september 1964.
[10] « the dislocation structures of the broad faces of widmansti’itten y plates in an al-15% ag alloy ».
acta metallurgica, vol. 15, january 1967.
[11] Mark Asta, D.D. Johnson« Thermodynamic properties of FCC-based Al-Ag alloys » Computational Materials Science 8 (1997) 64-70.
[12] M.A. Mahmoud « Transient and steady state creep of Al–10 wt%Ag and Al–22 wt%Agalloys during metastable phase transition » Physica B 304 (2001) 456–462.
