Soutenance mémoire
Le durcissement structural
Principe de base Dans les alliages d’aluminium de la série 6000, les principaux éléments d’alliage sont le magnésium et le silicium qui se combinent pour former le composé Mg2Si, durcissant dans l’état métastable. Ces alliages sont utilisés à l’état trempé mûri ou trempé revenu, ce qui leur confère de bonnes propriétés mécaniques. Ces alliages ont de très bonnes aptitudes à la transformation à chaud (laminage, filage) et au soudage. Leurs applications sont très variées : secteur automobile, naval et aéronautique [55, 43]. Les principaux éléments d’alliage, notamment dans les 6000, se répartissent en deux types de phases :
• Une matrice en solution solide α de structure CFC contenant essentiellement de l’aluminium.
• Des précipités durcissants dont la morphologie et la distribution spatiale dépendent du traitement thermique subi par l’alliage.
Traitements thermiques des alliages de la série 6000 Un traitement thermique usuel subi par les alliages d’aluminium de la série 6000, en particulier le 6056, le 6061 et 6082, est un traitement de durcissement structural. Ce traitement est réalisé après les traitements de réchauffage et de mise en forme . Les étapes d’homogénéisation, de mise en solution et de trempe sont les suivantes [3, 69] :
• Le traitement d’homogénéisation précède le traitement thermique et correspond aux états T1 et T2 du matériau. Il permet de dissoudre les phases métalliques en excès et d’homogénéiser la composition de la solution solide.
• La mise en solution solide est réalisée à température élevée, supérieure à 500◦C, pendant environ 50 minutes et permet d’obtenir une solution solide sursaturée après la trempe.
• La trempe suit la mise en solution. Cette étape consiste en un refroidissement brutal et permet de maintenir à température ambiante la solution solide sursaturée obtenue précédemment. Le métal est alors dans un état métastable.
Selon le besoin, peuvent suivre :
• Une traction contrôlée (2% ou 3%) pour des tôles laminées, le matériau est alors dans un état T351 (le « 51 » de la nomenclature indique la traction contrôlée).
• Une étape de maturation ou de vieillissement naturel consiste à laisser le métal ainsi obtenu à température ambiante. L’état métastable évolue vers une structure plus stable pendant laquelle des précipités peuvent se former. Le matériau est alors dans un état T4 (trempé-mûri).
• Un traitement thermique de type T5 correspond à un refroidissement contrôlé après la mise en forme du matériau. Il ne sera pas envisagé ici.
• Un revenu est l’étape ultime permettant d’améliorer notablement les caractéristiques mécaniques de l’alliage. En effet, pendant cette étape un durcissement important est constaté. Ce durcissement suit une évolution typiquement représentée sur la figure 2.2 avec un état optimal au maximum du pic. Le type de revenu est déterminé par rapport à ce pic de durcissement (T6 : au pic, T64 : en deçà du pic et T7 : au-delà du pic). Les caractéristiques du pic (hauteur, largeur, abscisse) sont essentiellement liées à la température de revenu et à l’état initial. Dans la présente étude plusieurs traitements thermiques seront étudiés : un traitement de type T751 appelé AR, un sur-revenu juste après le pic de type T78-51 et un état de mise en solution et refroidi lentement à l’air appelé HT.
Précipitation des alliages de la série 6000 Des éléments chimiques comme le Si, le Mg et le Cu sont ajoutés pour améliorer les caractéristiques mécaniques. Des éléments comme le Zr, Mn et Zn ou Cr sont ajoutés pour contrôler par exemple la recristallisation et la tenue à la corrosion [27, 42]. Le pic de dureté, précédemment décrit, est donc associé à la formation de précipités durcissants combinant les éléments chimiques présents dans l’alliage. Plusieurs séquences de précipitation sont proposées [31, 30]. Voici la séquence générale de la formation des précipités de type β :
Solution solide sursaturée α → zones GP ou amas de Mg et Si → phase métastable β′′ → phase métastable β′ → phase stable β − Mg2Si
Cette séquence de précipitation est une fonction décroissante de la cohérence des précipités. En effet, les zones GP (ou amas de Mg et Si) sont cohérentes alors que les précipités β′′ (monocliniques a=1.52 nm, b=0.405 nm, c=0.67ñm et β=105◦) sont semi-cohérents et les précipités β − Mg2Si sont incohérents avec la matrice [10]. Certains auteurs [52, 23, 21, 30] identifient une phase quaternaire (Al-Mg-Si-Cu) appelée Q (ou λ-Al5Cu2Mg8Si7) dont la composition varie selon la composition de l’alliage. Une séquence de précipitation de cette phase est, proposée par certains de ces auteurs, la suivante :
QP → QC → Q stable QC et β′ ont des structures très proches (hexagonales resp. a=0.67 nm, c=0.405 nm et a=0.705 nm, c=0.405 nm) basées sur des structures mères QP constituées d’amas d’atomes de forme triangulaire sur lesquelles peuvent germer la phase QC. Ces deux structures diffèrent, néanmoins, dans leur composition chimique, par la présence en plus des atomes de Silicium, de Magnésium et de Cuivre. Pendant la phase de refroidissement, il faut noter que la transition de QP vers Q est lente, aussi, tous les précipités grossiers en forme de bâtonnets ne sont pas uniquement des phases de structure Q, mais un mélange avec la phase QC. Après le traitement thermique de mise en solution et pendant le vieillissement, la phase stable Q n’apparaît pas tout de suite, mais respecte le schéma de QP-QC-Q : il est supposé que la croissance des précipités les fait structuralement changer, la température critique de la transition étant une fonction croissante de la taille de précipités. Il y a donc plusieurs séquences de précipitation possibles dans les alliages de la série 6000 et pas seulement celle associée au Mg2Si. Les précipités de type β′/β′′ font environ 5/20 nm de section en moyenne circulaire et entre 15 nm/200 nm de longueur ce qui leur donne l’apparence d’aiguilles ou de bâtonnets selon le temps du traitement thermique subi. Les précipités de type β ressemblent le plus souvent à des plaquettes de 10 nm sur 100 nm. Les précipités de type Q/QC de forme ovoïde font (d’après [21]) environ 75 nm. Les précipités de type QP, ressemblent le plus souvent à des lattes et ont selon les temps de revenu des tailles différentes. Tous ces précipités sont observables au MET conventionnel.
Transformations métallurgiques liées au soudage
Le soudage est réalisé, avant ou après traitement thermique, en fondant localement les parties à joindre. D’importantes amplitudes de cycles thermiques sont donc mises en jeu. De ce fait, la zone touchée par la chaleur s’étend de part et d’autre de la source de chaleur sur une plus ou moins grande distance selon la puissance de la source de chaleur. Le matériau subit dans cette zone des changements microstructuraux qui peuvent affecter les propriétés mécaniques. En effet, l’état de précipitation brut de soudage dans les alliages d’aluminium de la série 6000 se décompose en plusieurs zones (du centre de la soudure vers le métal de base) : La zone fondue (ZF) est la zone où, comme son nom l’indique, le matériau passe par l’état liquide lors de l’opération de soudage. En dehors de la ZF, au-delà des lignes de fusion, le matériau est resté à l’état solide ou semi-solide. La composition de la ZF peut être différente de celle du métal de base selon le choix d’un éventuel métal d’apport (MA). Par exemple, un 4047 réduit la sensibilité au retrait et à la fissuration à chaud [4]. Sur la figure 2.6-a, est reportée la microstructure schématique type d’un réseau de dendrites. Généralement dans les espaces interdendritiques, il y a des précipités eutectiques.
Modélisation de structures soudées
Très peu d’articles portent sur la modélisation numérique du comportement mécanique des soudures en alliage d’aluminium de la série 6000. Les seuls répertoriés ici sont de Hval [45],Andrieux [5] et de Nègre [60]. Ces trois articles prennent comme modèle, le modèle de Gurson modifié par Tvergaard et Needleman (dit GTN, [77]) du fait de la présence, comme exposé précédemment, d’une rupture de type ductile sur les surfaces de rupture.Le modèle GTN couplant le comportement et l’endommagement est utilisé pour décrire le comportement du métal de base ; il est brièvement exposé dans le chapitre 5 de la partie II. Hval [45] utilise ce modèle sur un 6005 et 6082 soudé à l’arc. Selon lui, la méthode est bonne pour la prédiction de la déformation et de la rupture ; les propriétés mécaniques des différentes zones sont obtenues par simulation thermique sur une machine Gleeble 2000, ce qui implique d’avoir une bonne similitude entre les matériaux obtenus. Les conditions de coalescence sont différentes selon les zones observées et il y a une influence de la géométrie et des conditions de chargement. Andrieux [5], a prélevé, dans une soudure en aluminium 6082-T6 avec du MA AS5 soudé à l’arc, des éprouvettes dans chaque zone pour déterminer les caractéristiques mécaniques en vue de l’identification des paramètres du modèle GTN. Nègre [60], quant à elle, propage des fissures sur des éprouvettes de type CT d’épaisseur 4.2 mm en plaçant les entailles selon les différentes zones d’une soudure en 6XXX soudée par Laser en utilisant le modèle GTN. Dans la présente étude, du fait de la rupture brutale du joint soudé avec absence d’adoucissement macroscopique sur les courbes de traction et avec une participation significative d’autres mécanismes de rupture que le développement de cavités, le modèle couplé de GTN ne sera pas utilisé ici. Le choix s’est porté sur un critère de rupture en post-traitement. Les différents paramètres seront identifiés à partir des essais sur le joint soudé complet.
HT : fabrication et mise au point du traitement thermique
Au cours de cette étude, plusieurs traitements thermiques ont été examinés à partir du matériau AR. Le but est de comprendre pourquoi dans certains cas, et comme la bibliographie le montre (section 2.2 de la partie I), la rupture est le plus souvent en biseau et dans d’autres cas la rupture est à plat. Le matériau AR présente, le plus souvent, une rupture en biseau. Cependant, T. Pardoen [62] obtient sur un matériau de type 6082 avec un traitement thermique de type T0 (recuit), une rupture le plus souvent à plat. Il semble donc possible d’obtenir les deux modes de rupture (à plat et en biseau) sur les alliages d’aluminium : en biseau pour les alliages durcis par précipitation et à plat pour les alliages très doux présentant une bonne capacité d’écrouissage (6082 traité T0). Un traitement thermique permettant de passer d’un type à l’autre, sur un même alliage, ici le 6056, a été défini. En partant de l’état AR, l’objectif est donc de garder les phases potentiellement endommageantes (ici les phases au fer, voire les dispersoïdes et précipités solubles de taille similaire) constantes, tout en modifiant la loi de comportement du matériau afin d’obtenir une transition de la rupture en biseau vers la rupture à plat :
• pour (au moins) certaines géométries d’éprouvettes, entre le matériau AR et le matériau traité.
• pour le matériau traité : entre les géométries sévèrement entaillées et les autres (effet du taux de triaxialité des contraintes) en fonction de l’épaisseur de l’éprouvette. Pour ce faire, une géométrie « moyennement entaillée » (EU05, épaisseur 6 mm, plan en Annexe) a été choisi. Par ailleurs cette géométrie est proche de celle utilisée par T. Pardoen [62] et pour le traitement thermique AR, le mode de rupture est en biseau. Divers traitements thermiques ont été testés, en évitant la simple mise en solution/trempe qui aurait entraîné des complications expérimentales liées aux phénomènes de mûrissement (formation de zones GP) lors du stokage, même bref, des éprouvettes traitées avant les essais mécaniques. Le traitement a été considéré comme valide dès l’obtention d’une rupture à plat. Le matériau AR a, tout d’abord, été sur-revenu pendant 20h à 250◦C de façon à réduire la dureté. Ce traitement a ramené la dureté de 115 à 75 HV10. Néanmoins, l’essai de traction (à 20◦C) a montré une surface de rupture en biseau. Il en va de même pour le traitement thermique du type T4 dont la dureté est de 100 HV10 (mise en solution, trempe et vieillissement naturel) qui a également montré une rupture en biseau. Les trois traitements thermiques décrits (AR, sur-revenu 20h et T4), ont des valeurs de dureté assez élevées par rapport à celle de la solution solide homogène. Un traitement de type recuit semblerait donc judicieux. Les conditions choisies sont : 30 minutes à 550◦C refroidi à l’air. Les éprouvettes sont préalablement usinées et enfournées à four chaud. Les éprouvettes restent 30 minutes dans le four puis elles sont retirées pour être posées sur la table et refroidies sous air calme. L’essai mécanique sur l’éprouvette de traction EU05 de 6 mm d’épaisseur a montré une surface de rupture plate. Ces conditions sont donc validées indépendamment de l’état de précipitation, puisque l’objectif était d’avoir une rupture à plat. Cela étant rempli, le traitement thermique est appliqué sur toutes les épaisseurs et l’analyse de la précipitation est détaillée plus loin dans ce chapitre. Afin de connaître l’histoire thermique de ces éprouvettes et de justifier le mode de refroidissement différent appliqué aux éprouvettes d’épaisseur 1.4 mm, une série de traitements thermiques a été menée en instrumentant les éprouvettes à l’aide de thermocouples chromel-alumel (diamètre des fils 250 µm), soudés par point sur la surface supérieure de l’éprouvette. Pour l’éprouvette de 1.4 mm, il a fallu trouver un compromis entre la tenue du thermocouple et la géométrie du sandwich. Une perforation de la plaque supérieure a permis de faire passer les fils du thermocouple et un ciment a consolidé l’ensemble. Les courbes d’évolution de la température, obtenues par cette méthode sont très reproductibles. Elles sont données sur la figure 1.1 qui représente la température mesurée pour les épaisseurs 1.4 (doublée), 3.2 et 6.0 mm refroidies à l’air et l’épaisseur de 1.4 mm refroidie en sandwich. Elles montrent que la température de 550◦C est effectivement atteinte en 20 minutes et est maintenue pendant 10 minutes. D’après les travaux de Myrh et Grong [58], le temps nécessaire pour dissoudre toutes les phases durcissantes est de quelques secondes. Les 10 minutes de maintien sont alors largement suffisantes à cette température. Le tableau 1.1 récapitule les conditions et les duretés des courbes de la figure 1.1, la légende du graphique donne également les vitesses de refroidissement (pente de la droite qui commence à partir de la 30ième minute). Une fois refroidies, les éprouvettes de 1.4 mm d’épaisseur ont une dureté de 60 HV10 contre environ 50 HV10 pour les autres épaisseurs. Or une trempe (lente) à l’air sur une éprouvette de 1.4 mm d’épaisseur revient à une refroidissement plus rapide que sur une éprouvette de 6 mm ou même de 3.2 mm comme le montre la courbe 1.1. Pour les épaisseurs 3.2 et 6.0 mm, la séquence de formation des précipités (β et/ou Q) a, sans doute, le temps de se produire jusqu’au bout puisque la vitesse de refroidissement est suffisamment lente. La solution pour remédier à la dureté trop élevée de l’épaisseur de 1.4 mm est donc de mettre les éprouvettes de cette épaisseur en sandwich entre deux autres plaques de 6056 de 1.4 mm d’épaisseur. Ceci revient à traiter une épaisseur de 4.2 mm. La dureté revient alors à des valeurs comparables à celle des éprouvettes des autres épaisseurs. La dureté est donc tolérante à une gamme de refroidissement de 114 à 175◦C/min, ce qui permet de garder la procédure de refroidissement à l’air calme relativement simple.
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Table des matières
I Introduction générale
1 Introduction
1.1 Contexte
1.2 Problématique
1.3 Sommaire
2 Etude bibliographique
2.1 Généralités propres aux alliages de la série 6000
2.1.1 Introduction
2.1.2 Le durcissement structural
2.1.2.1 Principe de base
2.1.2.2 Traitements thermiques des alliages de la série 6000
2.1.2.3 Précipitation des alliages de la série 6000
2.1.3 Précipitation et comportement mécanique des 6000
2.1.4 Conclusion
2.2 Étude de l’effet d’épaisseur sur la rupture des tôles
2.2.1 Introduction
2.2.2 Principaux essais et matériaux étudiés
2.2.3 Conclusion
2.3 Le soudage des alliages d’aluminium
2.3.1 Transformations métallurgiques liées au soudage
2.3.2 Paramètres influençant les propriétés de la soudure
2.3.3 Les conséquences mécaniques du soudage
2.3.4 Modélisation de structures soudées
2.3.5 Conclusion
2.4 Conclusion
II Mécanismes de rupture des tôles d’aluminium 6056
1 Présentation du matériau
1.1 Introduction
1.2 Les états AR et HT de l’AA6056
1.2.1 AR : gamme de fabrication
1.2.2 HT : fabrication et mise au point du traitement thermique
1.3 Analyse chimique de l’AA6056
1.4 Suivi du vieillissement par des essais de dureté
1.4.1 Dureté sur AR et sur HT
1.5 Caractérisation microstructurale par MO et MEB
1.5.1 Structure granulaire
1.5.2 Analyse des précipités
1.6 Caractérisation des phases plus fines par MET
1.7 Analyse des lames minces par EDX au MEB
1.8 Conclusion
2 Essais mécaniques
2.1 Introduction
2.2 Prélèvement des éprouvettes
2.3 Dispositifs expérimentaux
2.3.1 Dispositifs de traction sur éprouvettes lisses
2.3.2 Dispositifs de traction sur éprouvettes entaillées en U et V
2.3.3 Dispositifs de traction sur éprouvettes Kahn
2.4 Résultats des essais mécaniques
2.4.1 Essais de traction sur éprouvettes lisses
2.4.1.1 Écrouissage
2.4.1.2 Anisotropie
2.4.1.3 Effet de vitesse
2.4.2 Essais de traction sur éprouvettes entaillées
2.4.2.1 Influence du sens de prélèvement des éprouvettes
2.4.2.2 Influence de l’épaisseur pour une géométrie donnée
2.4.2.3 Influence de la géométrie pour une épaisseur donnée
2.4.2.4 Influence de l’écrouissage
2.4.3 Essais sur éprouvettes de type Kahn
2.5 Conclusion
3 Étude des mécanismes de rupture
3.1 Introduction
3.2 Mécanismes macroscopiques
3.3 Mécanismes microscopiques
3.4 Étude de l’endommagement
3.5 Conclusion
4 Discussion
4.1 Effet du traitement thermique sur les mécanismes de rupture
4.2 Mécanismes de rupture microscopique
4.3 Effet d’épaisseur sur la rupture
4.4 Effet de l’écrouissage sur les propriétés mécaniques
5 Modélisation numérique de l’effet d’épaisseur et de l’écrouissage
5.1 Introduction
5.2 Présentation du modèle et méthode d’identification des paramètres
5.2.1 Loi d’écrouissage
5.2.2 Modèle d’endommagement
5.2.3 Évolution de la porosité
5.2.4 Critère d’anisotropie
5.2.5 Indicateur de localisation : post-processeur
5.3 Résultats des simulations
5.3.1 Résultats sur les courbes de chargement macroscopique
5.3.2 Résultats sur l’indicateur de localisation
5.4 Conclusion
6 Conclusion
III Mécanismes de rupture d’un joint soudé bout à bout par Laser CO2 en alliage d’aluminium 6056
1 Introduction
2 Présentation du matériau
2.1 Procédé de fabrication et traitement thermique
2.2 Microstructure du joint soudé
2.2.1 Analyse des phases
2.2.2 Structure granulaire
2.2.3 Microstructure
2.2.4 Essais de dureté après le traitement T78
2.3 Nature des défauts présents dans le cordon de soudure
2.4 Conclusion
3 Essais mécaniques sur joints soudés et mécanismes de rupture
3.1 Introduction
3.2 Prélèvement des éprouvettes
3.3 Les essais de traction sur éprouvettes lisses
3.4 Les essais sur éprouvettes entaillées
3.4.1 Influence de la position de l’entaille sur la rupture
3.4.2 Influence du rayon à fond d’entaille
3.5 Essais sur éprouvettes de type Kahn
3.5.1 Kahn sens L
3.5.2 Kahn sens T
3.6 Essais CCT
3.7 Conclusion
4 Étude des mécanismes de rupture
4.1 Étude macro/microscopique des mécanismes de rupture
4.2 Étude de l’anisotropie et de l’endommagement
4.3 Conclusion
5 Discussion
5.1 Influence des défauts de soudage et de la géométrie sur le comportement
5.2 Effet d’épaisseur sur les essais de type Kahn
5.3 Mécanismes de rupture microscopique
5.4 Conclusion
6 Modélisation numérique du comportement des joints soudés
6.1 Introduction
6.2 Présentation du modèle et de la méthode d’identification des paramètres
6.3 Critère
6.4 Résultats
6.5 Conclusion
7 Conclusion
IV Conclusion et Perspectives
Références bibliographiques
A Plans des éprouvettes
A.1 Les éprouvettes lisses
A.2 Les éprouvettes entaillées en U
A.3 Les éprouvettes entaillées en V
A.4 Les éprouvettes Kahn
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