Etude de l’origine de défauts détectés dans des pièces en alliage d’aluminium de la série 7XXX destinées à l’industrie aéronautique

Procédé industriel d’élaboration et de mise en forme de l’alliage 7050

La production des pièces industrielles utilisées dans le cadre de cette thèse se fait en deux étapes chez deux industriels : Constellium et Aubert & Duval. La première étape réalisée par Constellium consiste en l’élaboration de lingots de l’alliage 7050 qui vont ensuite être mis en forme par Aubert & Duval.
Les principales étapes d’élaboration et de mise en forme des pièces sont  : Elaboration du matériau : cette première étape est réalisée par Constellium. Les lingots issus de la coulée semi-continue sont ensuite traités thermiquement de manière à détendre le matériau et homogénéiser la composition à l’échelle du grain (à 480°C).
Ces lingots sont mis à dimension par sciage et scalpage puis livrés sous forme de lopins à Aubert & Duval.
Pétrissage/étirage : les lingots reçus par Aubert & Duval sont ensuite découpés de manière à obtenir des lopins qui vont servir à la production des pièces. Ces lopins sont d’abord pétris à des températures comprises entre 370°C et 420°C sur une presse hydraulique. Cette opération consiste à comprimer le matériau suivant les trois directions (X,Y,Z) de manière à refermer les éventuelles porosités résiduelles de solidification et casser les intermétalliques non solubles présents dans le matériau.
Dans le cas des pièces étudiées, cette même presse est utilisée pour forger la préforme de l’ébauche après pétrissage.
Matriçage : les préformes sont découpées pour obtenir une ébauche. L’ébauche est ensuite positionnée dans l’outillage puis matricée, à des températures comprises entre 370°C et 420°C, sur une presse hydraulique. Après le nettoyage, la pièce est ébavurée puis repasse par la même presse pour la seconde passe de matriçage.
Traitement thermique : Cette étape a pour objectif d’obtenir les propriétés mécaniques souhaitées. Elle se fait en quatre étapes : un traitement de mise en solution à haute température (à 475°C), suivi d’une trempe à l’eau chaude (60°C) et d’un traitement de détensionnement des contraintes résiduelles de trempe par déformation plastique à l’ambiante, souvent réalisée dans la matrice de la pièce. Ensuite un revenu en deux paliers est réalisé pour la précipitation.
Avant livraison aux clients, des contrôles ultrason (US) automatiques réalisés dans une cuve d’eau, ainsi que des contrôles US manuels dans le cas de pièces à géométrie très complexe, sont réalisés sur les pièces.
La détection des défauts dont l’origine doit être identifiée se fait pendant le contrôle US, juste après le traitement thermique final.

Spécificités de l’endommagement à chaud par rapport à l’endommagement à froid

Dans ce qui suit, différents mécanismes de germination des porosités dans les alliages d’aluminium seront décrits.
La majorité des études réalisées sur l’endommagement à chaud conclut que l’endommagement n’apparaît qu’à des déformations très élevées. Ce constat est expliqué principalement par l’augmentation importante de la ductilité de l’aluminium à haute température. Le mécanisme de germination dominant à chaud est la décohésion matrice/particules à cause probablement de l’importante incompatibilité de déformation entre la matrice et les particules et donc de la localisation de la déformation plastique à l’interface matrice/particules.
En revanche, à froid, les deux mécanismes (fragmentation des particules ou décohésion) ont été observés. L’un ou l’autre des mécanismes est déclenché en fonction de l’inclinaison des particules par rapport à l’axe de traction . Ce résultat, néanmoins, ne prend pas en compte la possibilité de rotation des particules pendant la déformation. Mais il pourrait être expliqué si l’on imagine que la particule va soit suivre la déformation de la matrice par rotation, soit se séparer de la matrice si elle n’arrive pas à suivre sa déformation.
Des études sur l’endommagement à froid ont également montré que les premiers sites de germination des cavités sont les grosses particules allongées . Ce résultat pourrait s’expliquer par le fait que la contrainte nécessaire est moins élevée pour casser les grosses particules , par contre leur énergie de décohésion est plus importante. La germination se fait alors par fragmentation de ces particules à des états de contraintes locales relativement faibles. Cet effet de taille n’était pas vraiment mis en évidence à chaud. Mais un groupe de chercheurs italien a observé que la germination des cavités est générée par décohésion de particules plus fines à chaud qu’à froid . Ce résultat à chaud rejoint bien le fait que l’énergie de décohésion telle que calculée par Ashby diminue quand la taille de la particule diminue.
A très haute température, proche de la température de fusion, l’endommagement entraîne une rupture fragile intergranulaire à cause de la fragilisation des joints de grains par refusion locale du matériau .

Formation des porosités dans les alliages d’aluminium

L’étude de la formation des porosités dans les alliages d’aluminium pendant leur solidification a été  largement étudiée dans la dernière décennie . Les porosités dans les alliages d’aluminium sont principalement dues à deux facteurs : le retrait du solide pendant la solidification et la dissolution du gaz d’hydrogène dans le liquide. La formation des porosités est souvent le résultat de l’interaction entre ces deux facteurs pendant la solidification .
La porosité due au retrait du solide, appelée retassure, se produit en raison de la différence de densité entre la phase liquide et la phase solide. En effet, pendant la solidification il y a un retrait du solide qui est normalement compensé par le liquide via des canaux interdendritiques assurant l’approvisionnement en liquide. Au fur et à mesure de l’avancement de la solidification, ces canaux se ferment et isolent des zones où les porosités vont apparaître car il n’y a plus d’approvisionnement en liquide . Ces porosités ont des formes très tortueuses. Le phénomène du retrait du liquide peut se produire à l’échelle microscopique pour former des microporosités dispersées dans des sites situés dans les espaces interdendritiques. Elles apparaissent particulièrement dans les alliages d’aluminium à large intervalle de température de solidification dont les alliages de la série 7XXX font partie .
La porosité dite « hydrogène » se forme à cause de la différence de solubilité dans la phase liquide et dans la phase solide. Pour l’aluminium pur et à 660°C, la solubilité de l’hydrogène dans le liquide est de l’ordre de 0.7 cm3/100 g alors que la solubilité dans le solide ne dépasse pas 0.04 cm3/100g. Les éléments d’alliage ont un effet sur la solubilité de l’hydrogène dans l’aluminium liquide.
L’ajout par exemple du cuivre, du silicium ou du zinc diminue la solubilité dans le liquide mais augmente la solubilité dans le solide . En revanche, l’ajout du lithium ou du magnésium augmente la solubilité de l’hydrogène dans le liquide et dans le solide à cause de leur affinité pour l’hydrogène. L’aluminium liquide absorbe l’hydrogène suite à sa réaction avec l’eau ou la vapeur d’eau : 2Al + 3H2O = Al2O3 + 3H2
La présence de l’hydrogène dans les alliages d’aluminium peut provenir de plusieurs sources. La contamination pendant la charge par l’eau ou les huiles formées sur la surface des métaux stockés dans de mauvaises conditions. L’absorption de l’hydrogène peut également provenir de la réaction avec la vapeur d’eau présente dans l’atmosphère des fours de coulée.
La teneur en hydrogène est aussi affectée par le degré d’humidité dans l’atmosphère. Ainsi, une variabilité d’absorption de l’hydrogène peut exister d’une saison à l’autre.
Le mécanisme de formation des porosités hydrogène est régi par le rejet, pendant la solidification, de l’hydrogène du solide vers le liquide entraînant sa saturation. Les porosités résultant de l’hydrogène se forment soit avant le front de solidification dans le liquide soit pendant la solidification . Les porosités formées avant le front de solidification, ont une forme caractéristique régulière et sphérique. En revanche, les porosités formées pendant la solidification (ou porosités interdendritiques) ont une forme irrégulière et occupent les espaces interdendritiques.

Evolution des porosités pendant la déformation à chaud

Plusieurs travaux dans la littérature ont montré l’effet négatif de la porosité sur la ductilité des alliages d’aluminium et sur leur résistance à la fatigue . Cependant, Herrera et Kondic ont montré que pour avoir de meilleures corrélations avec les propriétés mécaniques, il faut prendre en compte non seulement le taux de porosité mais aussi la taille de la porosité et sa surface spécifique. En effet, il a été montré que l’allongement à rupture diminue rapidement avec la surface spécifique maximale de la porosité de l’échantillon étudié . L’élimination des porosités pendant la mise en forme (par laminage, forgeage…) se fait en deux étapes : refermeture des porosités et leur cicatrisation . Pour les procédés de refermeture à chaud, la seconde étape de cicatrisation se produit après refermeture de la porosité grâce aux phénomènes de diffusion actifs à haute température.
La refermeture complète des porosités dépend des paramètres des procédés de mise en forme. En effet, pendant le laminage à chaud par exemple, elle dépend de la réduction de l’épaisseur, de la température, de la pression hydrostatique et de la durée de maintien à cette pression.
Pour les aciers, il a été observé que la résistance de la surface refermée approche celle du matériau de base pour les très hautes températures de laminage (des températures supérieures à 1050°C) . En revanche, on observe que la cicatrisation de la surface n’est pas totale à relativement faibles températures (900°C). L’observation des zones proches de la surface de laminage a montré que les porosités situées dans ces zones ont été bien refermées grâce au long maintien à haute pression hydrostatique tout au long du laminage.
Youssef at al. ont étudié l’évolution des porosités dans une plaque de l’alliage Al-4Mg laminé à 400°C, par des observations en tomographie RX réalisées sur des échantillons prélevés de cette plaque. Le laminage est réalisé en plusieurs passes de 0.6 mm à partir d’une épaisseur initiale de 20 mm jusqu’à atteindre une réduction finale de 50% d’épaisseur. Il a été montré que les porosités situées à cœur, très tortueuses à l’état initial, ont tendance à devenir sphériques et à croître pendant les premières passes de laminage comme ces zones sont en traction pendant ces premières passes (jusqu’à une réduction d’épaisseur de 36%).
Après 36% de réduction, les porosités tendent à s’aplatir suivant la direction de laminage. Il a été montré que la refermeture des porosités commence par les bords (si les bords sont en compression) et évolue vers le centre jusqu’à refermeture complète .

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Table des matières

INTRODUCTION
CHAPITRE I : MATERIAU ET PROCEDES
I.I PROCEDE INDUSTRIEL D’ELABORATION ET DE MISE EN FORME DE L’ALLIAGE 7050 
I.II CONSTITUANTS ET MICROSTRUCTURE DE L’ALLIAGE 7050 
I.ii.1 Constituants
I.ii.2 Microstructure de l’alliage 7050
I.III SIMULATION DU PROCEDE DE MISE EN FORME
I.iii.1 Problème mécanique
I.iii.2 Problème thermique et couplage
I.iii.3 Identification des paramètres par analyse inverse
I.IV CONTROLE ULTRASON 
I.iv.1 Principe de la technique de contrôle ultrason
I.iv.2 Détection des défauts par contrôle US industriel
I.iv.3 Technique de contrôle ultrason à haute résolution (USHR)
I.iv.4 Méthodologie de traitement des données US
I.iv.5 Homogénéité des lopins
RESUME DU CHAPITRE I
REFERENCES BIBLIOGRAPHIQUES DU CHAPITRE I 
CHAPITRE II : CARACTERISATION DES DEFAUTS INDUSTRIELS 
SYNTHESE DU CHAPITRE II 
REFERENCES BIBLIOGRAPHIQUES DU CHAPITRE II
CHAPITRE III : HYPOTHESE I – ENDOMMAGEMENT DUCTILE A CHAUD
III.I BIBLIOGRAPHIE : ENDOMMAGEMENT
III.i.1 Mécanismes physiques de l’endommagement
III.i.2 Spécificités de l’endommagement à chaud par rapport à l’endommagement à froid
III.i.3 Modélisation de l’endommagement
III.II IDENTIFICATION DE LA LOI DE COMPORTEMENT A CHAUD DU MATERIAU
III.ii.1 Caractérisation du comportement mécanique du matériau forgé
III.ii.2 Identification de la loi de comportement
III.III SIMULATION DU MATRIÇAGE
III.iii.1 Mise en données
III.iii.2 Première passe de matriçage
III.iii.3 Deuxième passe de matriçage
III.iii.4 Conclusion
CONCLUSION DU CHAPITRE III 
REFERENCES BIBLIOGRAPHIQUES DU CHAPITRE III
CHAPITRE IV : HYPOTHESE II – DEFAUT PREEXISTANT 
IV.I BIBLIOGRAPHIE : ELEMENTS BIBLIOGRAPHIQUES CONCERNANT LES POROSITES ET LEUR EVOLUTION PENDANT LA DEFORMATION 
IV.i.1 Formation des porosités dans les alliages d’aluminium
IV.i.2 Evolution des porosités pendant la déformation à chaud
IV.i.3 Critères numériques de refermeture de porosités
IV.II CRITERES DE REFERMETURE DE POROSITES 
IV.ii.1 Critère IRP (Indice de Refermeture de Porosités)
IV.ii.2 Application à une gamme de compression test
IV.III SIMULATION DES GAMMES DE FORGEAGE INDUSTRIEL
IV.iii.1 Définition des gammes de forgeage à chaud
IV.iii.2 Gammes de forgeage des pièces A et B
IV.iii.3 Conditions thermomécaniques à cœur
IV.iii.4 Conditions de refermeture des porosités
IV.iii.5 Conditions de refermeture des porosités dans les zones proches de la surface
IV.iii.6 Effet de la pression interne sur les conditions de refermeture des porosités
IV.iii.7 Evolution des porosités non refermées pendant le matriçage
IV.iii.8 Conclusion
IV.IV CONCEPTION DE LA GAMME DE MINI-FORGEAGE
IV.iv.1 Simulation numérique des gammes de forgeage
IV.iv.2 Réalisation expérimentale de la gamme de mini-forgeage
IV.V EVOLUTION DE LA POROSITE PENDANT LA DEFORMATION A CHAUD 
IV.v.1 Matériau modèle à haute teneur en hydrogène
IV.v.2 Traitement thermomécanique
IV.v.3 Contrôle US haute résolution (USHR)
IV.v.4 Densité de porosités mesurée sur des surfaces polies
IV.v.5 Morphologie des porosités dans les faciès de rupture
IV.v.6 Conclusion
DISCUSSION ET CONCLUSION DU CHAPITRE IV 
REFERENCES BIBLIOGRAPHIQUES DU CHAPITRE IV 
CHAPITRE V : HYPOTHESE III – DEFAUT ELARGI PENDANT LE TRAITEMENT THERMIQUE
V.I BIBLIOGRAPHIE : EFFET DE LA TEMPERATURE SUR L’EVOLUTION DES POROSITES 
V.i.1 Evolution de la porosité après maintien à haute température
V.i.2 Evolution de la porosité après déformation et maintien à haute température
V.II EFFET DU TRAITEMENT THERMIQUE SUR L’EVOLUTION DES POROSITES DANS UN ALLIAGE D’ALUMINIUM MODELE DEFORME
V.ii.1 Procédure expérimentale
V.ii.2 Simulation numérique de la trempe des lopins déformés
V.ii.3 Résultats du traitement des données US
V.ii.4 Résultats des observations MEB
V.ii.5 Discussion et conclusion
V.III SIMULATION NUMERIQUE DE LA TREMPE DE PIECES INDUSTRIELLES 
V.iii.1 Mise en données
V.iii.2 Profil de température
V.iii.3 Distribution des contraintes résiduelles entre le cœur et la surface de la pièce
V.iii.4 Discussion et conclusion
DISCUSSION ET CONCLUSION DU CHAPITRE V 
RÉFÉRENCES BIBLIOGRAPHIQUES DU CHAPITRE V
CONCLUSIONS ET PERSPECTIVES

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