Dimensionnement des structures pour la fatigue thermomécanique

Alliages d’aluminium de fonderie hypoeutectiques…

   Les culasses de moteur Diesel PSA sont fabriquées à partir d’alliages d’aluminium de fonderie fortement chargés en silicium qui sont des binaires hypo-eutectiques Al-Si. Les raisons du choix d’un tel alliage sont multiples : faible densité, bonne coulabilité ainsi qu’une très bonne conductivité thermique. La solidification des alliages de cette étude a été réalisée par fonderie “coquille” suivi d’un refroidissement air. Lors de la solidification, les premiers germes de cristaux d’(Al) apparaissent sur la surface du moule. Pendant la croissance, chaque germe se développe ensuite sous la forme d’une dendrite. Avant d’atteindre le palier eutectique, le liquide s’enrichit en Si puis lorsque la température eutectique (577°C) est atteinte, les zones entre les dendrites se solidifient en un agrégat eutectique de solution solide d’(Al) et de globules de (Si). Ainsi les conditions de refroidissement contrôlent directement la structure de l’alliage en sortie de fonderie, en particulier l’espacement entre les bras de dendrites secondaires (SDAS : secondary dendritic arm spacing) qui est le paramètre le plus souvent choisi pour définir la finesse de la structure. Cependant, au vu de l’aspect massif des pièces réalisées, la vitesse de refroidissement n’est pas homogène ce qui provoque une hétérogénéité de la microstructure de l’alliage dans la pièce.

… durcis par précipitation

   Les alliages d’aluminium durcis par précipitation sont apparus au début du XXème siècle avec l’invention du duralumin (alliage d’Al-Cu) par Alfred Wilm. Ces alliages présentent le double avantage d’avoir une densité plus faible que l’acier tout en gardant de bonnes performances mécaniques ce qui fait qu’ils ont été largement utilisés dans l’industrie aéronautique, notamment pour la réalisation du fuselage et des ailes. L’utilisation dans l’industrie automobile, plus récente, est très largement motivée par un objectif d’allègement [COLE and SHERMAN, 1995] et [HIRSCH, 1997]. Ces alliages sont présents selon deux formes : les produits minces et les produits coulés. Les produits minces sont très largement utilisés pour les produits de structure et de caisse. Les alliages de la série 6000 (éléments d’alliages Mg et Si) sont, par leur bonne tenue à la corrosion, majoritairement employés. Les produits coulés sont eux utilisés principalement dans les liaisons au sol et pour les moteurs. L’apparition des premières culasses datent des années 70. Plus légères que les culasses en fonte et permettant de mieux évacuer la chaleur, elles ont permis un gain de masse et une augmentation des performances des moteurs. Les performances des alliages d’aluminium dépendent majoritairement des éléments d’alliage. Les effets des principaux éléments d’alliages de l’étude sont les suivants :
1. Le cuivre permet le développement d’une microstructure de précipitation composée de précipités durcissants augmentant sensiblement les propriétés mécaniques par rapport à une solution solide à base d’Al. Il permet de conserver une bonne usinabilité de l’alliage même s’il provoque une diminution de la résistance à la corrosion.
2. Le magnésium, lorsqu’il est associé à du silicium, permet lui aussi le développement d’une microstructure de précipitation composée de précipités durcissants qui vont améliorer les propriétés mécaniques de l’alliage par rapport à une solution solide à base d’Al. Il augmente la résistance à la corrosion, mais diminue l’usinabilité du matériau.
3. Le silicium réduit les phénomènes de retassures lors de la solidification en compensant la diminution du volume de l’Al.
Ces trois éléments d’alliage participent également à la précipitation de composés intermétalliques très stables qui sont mal distribués lors de la solidification et qui produisent donc un apport quasiment nul en terme de durcissement. Afin d’améliorer leurs propriétés mécaniques, ces alliages sont soumis à un traitement thermique qui a pour objectif la formation d’une précipitation fine, dense et uniformément distribuée.La gamme de traitements thermiques subie par ces alliages est classiquement composée des étapes suivantes (figure 1.3) :
Mise en solution : Cette étape permet de dissoudre les précipités formés lors du refroidissement non contrôlé après solidification. La solution solide s’enrichit en éléments de solutés au fur et à mesure que les précipités se dissolvent et atteint une composition homogène. La température de mise en solution est juste inférieure à celle de fusion de l’eutectique afin d’éviter de “brûler” l’alliage.
Trempe : L’alliage se trouve en équilibre à la température de mise en solution. Il est refroidi le plus rapidement possible. La microstructure à haute température est ainsi figée lors de cette trempe pour obtenir une solution solide sursaturée. Lors de la trempe de pièces massives, cette étape peut provoquer l’apparition de contraintes résiduelles dans le matériau dues au gradient de refroidissement dans la pièce.
Revenu : A la suite de la trempe, l’alliage est porté pendant quelques heures à une température comprise entre 150°C et 300°C. Cette étape a deux objectifs : relaxer les contraintes internes résiduelles issues de la trempe et faire germer et croître les précipités durcissants dans la solution solide à base d’(Al). Certains traitements thermiques incluent une période de maturation pendant laquelle l’alliage est laissé à température ambiante après trempe. L’apparition d’amas d’atomes correspondant à la première étape de précipitation, peut se produire durant cette maturation. Une fois traité thermiquement, l’alliage a une microstructure de précipitation suffisamment fine et dense pour lui conférer les propriétés mécaniques nécessaires au fonctionnement de la culasse.

Méthode expérimentale d’identification des phases précipitées et d’imagerie des précipités

   L’essentiel des identifications de phases et de l’analyse de la microstructure de précipitation a été réalisé en microscopie électronique en transmission. Les échantillons soumis aux vieillissements expérimentaux sont prélevés dans les zones inter-soupapes de culasses fabriquées et traitées thermiquement “T7” avec les outils et selon les processus industriels utilisés pour la fabrication en série. Les “lames minces” destinées à être examinées en MET, sont préparées par carottage par électroérosion d’un cylindre de 3 mm de diamètre dans les échantillons vieillis. Des disques de 200 µm sont découpés dans ces cylindres puis amincis mécaniquement jusqu’à 130 µm d’épaisseur. Ces disques sont finalement amincis électrolytiquement par la méthode des jets dans une solution constituée de 1/3 en volume d’acide nitrique dans du méthanol à la température de -30°C. La tension de cellule électrolytique adaptée à la réalisation de ces lames de MET dans l’amincisseur électrolytique à double jet conçu par Fischione et utilisé au Centre des Matériaux, est de 9V. Les lames minces sont conservées dans de l’éthanol pour limiter au mieux l’épaisseur de la couche d’oxyde qui se crée instantanément. Les examens des microstructures et les analyses de phases ont été menées avec un microscope électronique en transmissions à cathode LaB6 et 300kV de tension d’accélération, convenant parfaitement à la diffraction en aire sélectionnée et à l’imagerie en champ sombre. Ce microscope était un Philips EM430T pour les travaux de Osmond qui sont rappelés dans ce chapitre, et un FEI Tecnai 30T pour la présente étude. La diffraction en aire sélectionnée a été utilisée pour identifier la nature des phases précipitées. Cependant à cause de la complexité des relations de cohérences entre les phases précipitées et la matrice, le nombre de variants (deux ou trois en fonction des phases précipitées), et la faible intensité des faisceaux diffractés dus à la faible fraction volumique de précipités et aux faibles numéros atomique de Mg, Al et Si, les clichés de diffraction d’axe de zone <100> sont les seuls qui peuvent être facilement exploités pour l’identification. 31 2.4. VIEILLISSEMENT ISOTHERME DES ALLIAGES ALSI7CU0,5MG0,3 ET ALSI7CU3,5MG0,1 : ÉTUDE DE RÉFÉRENCE [OSMOND, 2010] Les clichés de diffractions ont été indexés par comparaison avec des simulations de clichés de diffraction d’axe de zone <100> calculées en prenant en compte la matrice (Al) et les différents variants d’une phase parmi les différentes phases semi cohérentes susceptibles d’être présentes dans les alliages de cette étude, soient β ′ , Q’ et θ ′ (figure 2.3). De même des simulations des cercles de taches de diffraction (anneaux de diffraction) des phases incohérentes (Si) , β Mg2Si, θ-Al2Cu ont également été calculées pour identifier ces phases sur les clichés de diffraction expérimentaux (figure 2.4). L’orientation de la zone observée de la lame mince selon cette direction cristallographique et l’indexation du cliché de diffraction d’axe de zone <100> permettent ensuite de réaliser des images en champ sombre mettant en contraste les précipités dont la phase correspond au faisceau diffracté sélectionné pour produire ce contraste. Dans cette étude, les champs sombres ont dû être réalisés en sélectionnant simultanément, dans le diaphragme de la lentille objective, plusieurs faisceaux diffractés correspondant à différents variants d’une même phase, ou même, comme nous le verrons plus loin à plusieurs variants de différentes phases. Dans le cas de phases cohérentes ou semi-cohérentes, les corrélations entre les clichés de diffraction et des images en champ sombre permettent d’identifier les phases précipitées en s’aidant de leur morphologie. Les différentes caractéristiques (longueur, diamètre, épaisseur. . .) de la morphologie des précipités d’une phase donnée peuvent être déterminées en réalisant des images en champ sombre de différents variants de cette phase. Les précipités des phases non cohérentes identifiés grâce aux anneaux de diffraction sont imagés en champ clair et les différentes phases sont différenciées en se basant sur la morphologie des précipités.

Effet de la déformation plastique

   Les études qui ont porté sur l’effet de la déformation plastique sur la microstructure de précipitation dans les alliages à base d’Aluminium se sont intéressées à des alliages non vieillis ou sous vieillis [EMBURY et al., 2003], [DESCHAMPS et al., 2014], [DESCHAMPS et al., 2012] et [HAN et al., 2011]. Ces études traitent alors de l’effet de la déformation plastique sur la germination des précipités et sur la cinétique de leur croissance. Très peu d’études ont analysé l’interaction dynamique entre la déformation plastique et le mûrissement de la microstructure de précipitation et étudié son effet sur la cinétique de mûrissement [FRIBOURG et al., 2011]. L’effet de la déformation plastique sur la germination (nucléation de précipités d’une phase qui n’apparaît pas en l’absence de déformation plastique, augmentation du nombre de germes, augmentation de la vitesse de croissance ou de mûrissement) est toujours corrélé à l’augmentation de la vitesse de diffusion dans la matrice des solutés qui participent à la croissance des précipités. Cette augmentation de la vitesse de diffusion a deux origines : d’une part la diffusion le long des cœurs de dislocation (pipe diffusion) est plus facile que dans la structure parfaite de la matrice, d’autre part l’interaction entre lignes de dislocation produit une augmentation de la concentration en lacunes qui facilite la diffusion en volume dans la matrice. Dans le cas de alliages non vieillis ou sous-vieillis, l’augmentation de la vitesse de diffusion des solutés, résultant de la déformation plastique, provoque une accélération de la vitesse de germination et de la vitesse de croissance des précipités, dans la matrice sursaturée en éléments de solutés par rapport à ce que sont ces vitesses lorsque l’alliage n’est soumis qu’à un traitement thermique [DESCHAMPS et al., 2014], [DESCHAMPS et al., 2012]. Elle peut également entraîner la germination et la croissance de phases qui ne précipitent pas au cours de traitements thermiques [HAN et al., 2011]. Dans le cas d’alliages sur-vieillis, l’augmentation de la vitesse de diffusion des solutés provoquée par la déformation plastique se traduit par une accélération du mûrissement de la microstructure de précipitation [FRIBOURG et al., 2011].

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Table des matières

1 Contexte Industriel et Scientifique 
1.1 La culasse moteur : un composant soumis à de fortes contraintes
1.2 Présentation des matériaux
1.2.1 Alliages d’aluminium de fonderie hypoeutectiques
1.2.2 … durcis par précipitation
1.2.3 AlSi7Cu0,5Mg0,3 / AlSi7Cu3,5Mg0,1
1.3 La prise en compte du vieillissement 
1.4 Le dimensionnement des structures 
1.5 Objectifs et principes de l’étude
2 Caractérisation microstructurale du vieillissement isotherme 
2.1 Introduction 
2.2 Bibliographie : phases précipitées, précipitation, murissement 
2.2.1 Nature de la précipitation
2.2.2 Etapes de la précipitation
2.2.3 Cinétique de mûrissement
2.3 Méthode expérimentale d’identification des phases précipitées et d’imagerie des précipités 
2.4 Vieillissement isotherme des alliages AlSi7Cu0,5Mg0,3 et AlSi7Cu3,5Mg0,1 : étude de référence [OSMOND, 2010] 
2.4.1 Vieillissement isotherme de l’alliage AlSi7Cu0,5Mg0,3
2.4.2 Vieillissement isotherme de l’alliage AlSi7Cu3,5Mg0,1
2.5 Vieillissement isotherme de l’alliage AlSi7Cu3,5Mg0,1 de la coulée utilisée dans la suite de cette étude 
2.5.1 AlSi7Cu3,5Mg0,1 – Vérification de l’identification des phases précipitées
2.5.1.1 Identification en microscopie électronique en transmission
2.5.1.2 Identification en diffraction des rayons X
2.5.2 AlSi7Cu3,5Mg0,1 – Mesure des paramètres morphologiques
2.6 Conclusion
3 Comportement Mécanique 
3.1 Introduction 
3.2 Etat de l’art 
3.2.1 Contributions au durcissement
3.2.1.1 Effet du réseau
3.2.1.2 Effet de la taille de grain
3.2.1.3 Effet des dislocations
3.2.1.4 Effet des éléments de solutés
3.2.1.5 Effet de la microstructure de précipitation
3.2.2 Ecrouissage
3.2.3 Comportement Viscoplastique
3.2.4 Effet Bauschinger
3.3 Protocole Expérimental 
3.3.1 Géométrie d’éprouvette
3.3.2 Montage
3.4 Résultats 
3.4.1 AlSi7Cu0,5Mg0,3 – Influence croisée du vieillissement et de la température d’essai sur le comportement mécanique
3.4.1.1 Comportement cyclique transitoire
3.4.1.2 Comportement cyclique stabilisé
3.4.1.3 Comportement viscoplastique
3.4.2 AlSi7Cu3,5Mg0,1 – Influence croisée du vieillissement et de la température d’essai sur le comportement mécanique
3.4.2.1 Comportement cyclique transitoire
3.4.2.2 Comportement cyclique stabilisé
3.4.2.3 Comportement viscoplastique
3.4.3 Comportement mécanique à iso-dureté
3.4.4 Bilan
4 Effet de la déformation plastique sur la microstructure de précipitation
4.1 Introduction 
4.2 Essais mécaniques 
4.2.1 Protocole expérimental
4.2.2 Résultats
4.3 Analyses microstructurales 
4.3.1 Introduction : mesures de microdureté
4.3.2 Identification des phases
4.3.3 Mesures des paramètres morphologiques
4.4 Discussion 
4.4.1 Effet de la déformation plastique
4.4.2 Effet du cyclage anisotherme
4.5 Conclusion
5 Simulation de l’évolution de la microdureté dans la culasse 
5.1 Introduction
5.2 Méthodologie 
5.3 Etude numérique des champs thermiques dans une culasse
5.3.1 Maillage
5.3.2 Conditions aux limites
5.3.3 Procédure de calcul
5.4 Modèle d’évolution de la microdureté
5.4.1 AlSi7Cu0,5Mg0,3
5.4.1.1 Hypohèses
5.4.1.2 Présentation du modèle
5.4.1.3 Identification des paramètres du modèle
5.4.2 AlSi7Cu3,5Mg0,1
5.4.2.1 Hypothèses
5.4.2.2 Présentation
5.4.2.3 Identification
5.5 Analyse de l’évolution de la microdureté dans le pontet-intersoupape d’une culasse Diesel
5.5.1 Analyse dans l’alliage AlSi7Cu0,5Mg0,3
5.5.1.1 Pontet inter-soupape
5.5.1.2 Chemin dans le pontet
5.5.2 Analyse dans l’alliage AlSi7Cu3,5Mg0,1
5.5.2.1 Pontet inter-soupape
5.5.2.2 Chemin dans le pontet
5.6 Analyse de l’évolution de la microdureté sur la face flamme d’une culasse Diesel
5.6.1 Analyse dans l’alliage AlSi7Cu0,5Mg0,3
5.6.2 Analyse dans l’alliage AlSi7Cu3,5Mg0,1
5.6.3 Bilan
5.7 Conséquence sur le comportement mécanique et la durée de vie 
5.8 Conclusion
Conclusions et Perspectives

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