Soutenance mémoire
L’aluminium et ses alliages sont incontestablement les plus importants en tonnage des métaux non ferreux et cette prédominance est en croissance. Ils sont largement utilisés dans les secteurs des transports, de la construction, de l’emballage et de la vie quotidienne. Cela s’explique notamment par le ratio élevé entre la résistance mécanique et la densité, autrement dénommé résistance spécifique, qui représente une caractéristique essentielle dans un objectif de réduction des masses embarquées et donc d’augmentation des performances du système. Le domaine aéronautique est donc tout naturellement un domaine où l’usage des alliages d’aluminium est particulièrement important .
Afin d’améliorer la résistance à l’usure et à la corrosion des surfaces, on a recours le plus souvent au procédé d’anodisation. Ce terme couvre en fait une succession d’étapes qui inclue un dégraissage, un décapage, une phase d’oxydation anodique, éventuellement une phase d’imprégnation – coloration et enfin un colmatage. L’épaisseur de la couche d’oxyde formée peut atteindre quelques dizaines de microns et sa qualité est fortement dépendante de l’alliage et des paramètres de traitement tels que la nature du bain, la température de ce bain et de la tension aux bornes du circuit anodique, mais aussi des paramètres retenus pour chacune des étapes du procédé. Selon l’alliage et le choix des paramètres dans leur ensemble, des piqûres peuvent se former à l’interface entre le substrat et la couche ou bien un réseau de faïençage peut se former en surface générant en surface de pièces un endommagement initial pouvant considérablement affecter la résistance mécanique et en particulier la résistance à la fatigue. Or c’est précisément cette caractéristique qui pilote le dimensionnement des éléments de structure. Elle caractérise l’aptitude du matériau à pouvoir supporter des chargements de direction et d’intensité variables dans le temps et il est particulièrement difficile de pouvoir prédire la durée de vie d’une structure soumise à ces conditions tant les paramètres d’influence sont nombreux : entre autres, nous pouvons citer la microstructure de l’alliage, la nature du chargement et l’intégrité de surface de l’élément de structure caractérisée par la microgéométrie et l’état mécanique. Pour les éléments des structures aéronautiques, soumis à des chargements multiaxiaux fortement variables, il est exigé un très haut niveau de sécurité vis-à-vis de la rupture par fatigue et leur dimensionnement requiert, quelle que soit la méthode (IQF ‘Indice de Qualité en Fatigue’ ou critère de fatigue multiaxiale), une parfaite connaissance du comportement en fatigue de l’alliage constitutif et notamment la sensibilité de ce dernier à différents facteurs d’influence dont en particulier la microgéométrie de surface, communément dénommée rugosité, la microstructure de l’alliage au droit des points chauds, la présence de contraintes résiduelles dans ces zones ; tous ces facteurs résultent de la succession des étapes nécessaires à l’obtention de l’élément de structure et de sa surface à partir de laquelle, le plus souvent, les fissures de fatigue peuvent s’amorcer.
Les alliages d’aluminium
Les alliages d’aluminium sont largement utilisés dans une grande variété d’applications et notamment dans l’industrie aéronautique grâce à leurs bonnes propriétés mécaniques et leur faible densité. Il existe plusieurs familles qui différent chacune de l’autre par la nature des principaux éléments d’alliages. Pour sélectionner et spécifier un alliage avec des propriétés spécifiques pour une application donnée, il est essentiel de définir sa composition et la nature du traitement thermique. Ceci est donc réalisé par un système de désignation normalisé [1]. Le caractère mondial du marché européen a exigé un système de désignation commun. Pour sa simplicité et sa flexibilité, le système de désignation des alliages de corroyage créé en 1954 par l’Association nord-américaine de l’aluminium (Aluminium Association-AA) [2] a été adopté en 1970 par l’Organisation internationale de normalisation (International Organisation for Standardization-ISO).
En 1985, les états membres de la Communauté européenne ont décidé d’adopter des normes européennes harmonisées à la place de leurs normes nationales respectives. Pour l’aluminium de corroyage, le comité européen de normalisation (CEN) [1] a adopté le système de désignation AA composée de quatre chiffres, c’est la désignation que nous allons utiliser dans cette thèse.
Le premier chiffre définit le ou les principaux constituants d’alliage, les catégories suivantes étant définies [1, 2] :
• 1xxx, aluminium pur (99% ou plus)
• 2xxx, aluminium-cuivre
• 3xxx, aluminium-manganèse
• 4xxx, aluminium-silicium
• 5xxx, aluminium-magnésium
• 6xxx, aluminium-magnésium-silicium
• 7xxx, aluminium-zinc
• 8xxx, aluminium-autres éléments .
Dans les désignations du type 1xxx, le deuxième et troisième chiffre indiquent une teneur minimale en aluminium (99.00% ou plus), par exemple, l’alliage 1700 contient au moins 99.70% Al.
Dans les autres désignations (de 2xxx à 8xxx), le deuxième chiffre est réservé aux modifications de la composition de l’alliage et les deux derniers chiffres servent à repérer les alliages individuels dans le groupe. La lettre A peut suivre les 4 chiffres de la désignation numérique, par exemple 2618A. Il s’agit alors d’une composition légèrement différente et spécifique à un pays ou à un producteur, et parfois AA qui veut dire Aluminum Association. Ces familles d’alliages sont regroupées de la façon suivante : les alliages non susceptibles de durcissement structural par traitement thermique et ceux qui le sont. Les alliages de la série 2xxx auxquels nous allons nous intéresser à présent font partie de ces derniers.
Les alliages d’aluminium de la série 2xxx
Le besoin en alliages à hautes caractéristiques mécaniques et faible densité a toujours été très fort. Les alliages aluminium présentent ces propriétés attractives. Parmi ces alliages, les alliages de la série 2xxx qui sont largement utilisés dans l’aéronautique [3, 4, 5], atteignent leurs propriétés mécaniques et leurs qualités d’usage optimales après traitement thermique, le durcissement structural étant assuré par précipitation de particules intermétalliques [3, 4]. Néanmoins, leur résistance à la corrosion est faible et dans certaines conditions, ils peuvent faire l’objet de corrosion intergranulaire [3, 6]. La corrosion intergranulaire est causée par la perte de cuivre ou de magnésium dans les zones proches des joints de grains ce qui crée un potentiel électrochimique anodique [6]. Les alliages de la série 2xxx sont donc généralement peints ou « anodisés ». Leurs propriétés mécaniques sont similaires et parfois excèdent celles des aciers à faible teneur en carbone [3] mais ramenées à la densité de l’alliage (2,8 contre 7,8 pour les aciers), ces alliages deviennent très performants ce qui justifie leur fort taux d’emploi. Les nuances les plus courantes de cette série sont les alliages 2017 [7, 8], 2024 [9, 10], 2214 [11, 12], 2219 [13, 14] et 2618 [15, 16, 17].
L’alliage d’aluminium 2618
Historique (1939-2019)
L’alliage 2618 a été mis au point à l’origine par Rolls-Royce (dénomination RR58 ou Hiduminium RR58) en 1939 pour les pièces matricées de réacteurs (disques et aubes de compresseur). Il est utilisé depuis dans des applications dans les domaines les plus variés (dans le Concorde supersonique, cet alliage intervient pour 75 % de la masse de la structure) du fait de ses différentes propriétés :
-bonne résistance au fluage de 110 à 150°C et pour des durées atteignant 30 000 h.
-bonne résistance à la fatigue à la température ambiante et à chaud.
-bonne stabilité thermique des caractéristiques mécaniques, même après maintien de plusieurs dizaines de milliers d’heures à 130°C.
-bonne résistance à la corrosion sous tension [18].
Il est souvent utilisé en aéronautique et pour l’industrie de l’armement [17, 18, 19, 20], par exemple : dans les structures d’avions, les carters de protection, les tôles de fuselage, les pièces tournantes de l’avion, les pistons, les turbocompresseurs… L’alliage 2618 est étudié depuis son développement. Les principaux résultats concernant son comportement mécanique et sa microstructure sont présentés ci-dessous dans un ordre chronologique et de façon la plus exhaustive que nous ayons pu : la première publication scientifique que nous ayons pu trouver date de 1966.
– Lumm (1966) [21] a étudié les propriétés mécaniques de l’alliage 2618 forgé à température ambiante et à hautes températures et a montré que l’alliage garde ces propriétés à 204 °C.
– Doyle (1969) [22, 23] a travaillé sur le développement de l’alliage RR-58 (2618) utilisé pour une application pour Concorde.
– Royster (1969) [24] a travaillé sur la détermination des propriétés mécaniques et la résistance au fluage de trois alliages d’aluminium (2618, 2020 et 2024) à 93 et 204 °C.
– Rhodes et Radon (1979) [25] ont étudié l’influence de l’environnement sur la vitesse de propagation des fissures dans l’alliage 2618-T651 (RR-58) en statique et en fatigue. Ils ont montré que l’alliage a une faible ténacité et une résistance faible à la propagation de fissures.
– Robin et Pluvinage (1980) [26] et Bathias (1981) et al [27] ont étudié la propagation de fissure en fatigue dans l’alliage 2618-T651. Ils ont analysé l’influence de la taille du grain, de la contrainte moyenne, de la microstructure, de la fréquence et de l’environnement sur la valeur seuil du facteur d’intensité de contrainte, et ont trouvé que la valeur seuil est influencée par le rapport de charge.
– Leng et al (1990-1995) [28, 29] ont étudié la déformation en traction de l’alliage 2618 à hautes températures et la propagation de fissures de fluage. Ils ont trouvé que le mode dominant dans la propagation de fissure de fluage est la rupture intergranulaire et que la vitesse de propagation de fissure de fluage augmente avec l’augmentation de la température.
– Underhill et al (1993) [30] ont étudié l’évolution de la microstructure de l’alliage d’aluminium 2618 formé par pulvérisation en fonction de paramètres de procédé. Il a été observé que la porosité, la taille des grains et la taille des particules intermétalliques étaient sensibles aux conditions du procédé; ils ont identifié des particules intermétalliques prédominantes de type Al9FeNi dont la taille diminuait avec l’augmentation de la teneur en fer.
– Oguocha et Yannacopoulos (1996) [31] ont étudié la structure de la phase AlxFeNi dans l’alliage 2618 et ont montré que cette phase a une structure monoclinique.
– Kazanjian et al (1997) [32] ont évalué un nouvel alliage d’aluminium pour remplacer l’alliage 2618 dans les structures d’un avion supersonique; ils ont étudié le comportement au fluage de l’alliage 2618 et des versions modifiées de l’alliage 2519.
– Cavaliere (2002) [33] a analysé la formabilité de l’alliage 2618 à hautes températures par torsion après la mise en solution de l’alliage.
– Djakovic (2005) [34] a étudié l’alliage 2650 (alliage 2618 modifié) pour identifier les mécanismes d’endommagement et établir qualitativement leur importance/dominance sous différentes conditions de chargement pendant le fluage.
– Özbek (2007) [20] a travaillé sur la mise en solution de l’alliage 2618 pour caractériser sa microstructure en fonction des conditions de traitement thermique. L’analyse EDX a montré la présence de particules intermétalliques de type Al9FeNi.
– Wang et al. (2008) [35] ont étudié les effets du traitement de vieillissement sur la microstructure et les propriétés de l’alliage.
– Feng (2009) [19] a réalisé une caractérisation microstructurale de l’alliage par des analyses microscopiques et a révélé la présence en plus de la matrice d’aluminium, d’une phase eutectique lamellaire Al/Al2CuMg et de composés riches en fer, en nickel et en cuivre. Après un traitement d’homogénéisation durant 16 heures à 520°C, la phase eutectique se dissout dans la matrice et les intermétalliques contenant le fer et le nickel restent toujours dans la microstructure.
– Novy et al. (2009) [36] ont étudié les changements de microstructure durant le vieillissement et le fluage et ont montré que la majorité des intermétalliques sont de type Al9FeNi. Cette phase améliore significativement les propriétés mécaniques de l’alliage et réduit la croissance indésirable des grains à hautes températures. La microstructure après fluage est composée de grains primaires de la phase α entourés par des précipités intergranulaires.
– Aghaie-Khafri et Zargaran (2010) [37] ont étudié le comportement en fatigue oligocyclique de l’alliage 2618 à haute température ; ils ont constaté la présence importante des particules Al9FeNi qui ne sont pas dissoutes entièrement après la mise en solution à 530°C durant 24 heures et que la rupture est principalement ductile avec une grande densité de micro-cupules.
– Salas-Zamarripa (2011) [38] a identifié les modes de rupture de l’alliage 2618-T6 soumis à des essais de fatigue en traction ondulée à température ambiante et à haute température. Il a montré que la contribution de la rupture ductile intergranulaire est plus significative à température ambiante qu’à température élevée (200°C). Un seul site d’amorçage de fissure a été remarqué à température ambiante et des multi-sites ont été identifiés à haute température.
– Khalil et Lang (2011) [17] ont étudié l’alliage 2618-T6 utilisé dans les turbocompresseurs, à hautes températures. Les éprouvettes ont été prélevées dans trois différentes zones de la pièce analysée (bord, transition et cœur). Ils ont montré que la durée de vie, le développement d’endommagement en fatigue et le comportement en fatigue oligocyclique sont influencés par la microstructure locale.
– Garcia (2011) [39] a analysé le comportement en fatigue à hautes températures et a déterminé l’évolution des propriétés mécaniques en fonction de la température qui restent bonnes à 200°C.
– Khalil (2014) [40] a étudié le comportement en fatigue oligocyclique de l’alliage 2618-T6 à haute température avec une étude préliminaire à température ambiante.
– Zeng (2014) [41] a travaillé sur le comportement en fatigue à température ambiante de l’alliage 2618 standard et modifié contenant du zirconium, sous un chargement de flexion rotative purement alternée. La modification de la microstructure a un effet sur la résistance en fatigue et la différence de propriétés mécaniques de l’alliage modifié est due aux concentrations de contraintes dans les frontières entre les zones recristallisées et non recristallisées. – Elgallad (2014) [42] a conclu que la présence des particules grossières influence négativement les propriétés mécaniques de l’alliage 2618 avant la mise en solution. Ces propriétés sont améliorées après le traitement qui permettait la dissolution de quelques particules.
– Cooke (2016) [43] a développé un procédé de métallurgie de poudre et a testé l’alliage 2618 et deux autres alliages (sans et avec l’addition du silicium) ; il a déterminé l’influence du procédé sur la densité de l’alliage et l’effet du traitement thermique sur les propriétés mécaniques et les a comparées à celles de l’alliage 2618.
– Viroulaud (2016) [16] a étudié l’influence des prétraitements usuels sur la conversion TCP (Trivalent Chromium Process) appliquée aux alliages 2618 et 2024 afin de déterminer l’état de surface le plus adapté pour favoriser la tenue à la corrosion des deux alliages.
– Chahboun (2016) [44] a caractérisé la résistance à la corrosion par colmatage de l’alliage 2618 anodisé. Elle a trouvé que la résistance à la corrosion est principalement déterminée par la qualité de la couche barrière, qui peut être évaluée par l’impédance électrochimique mesurée à basse fréquence.
– Moreira (2016) [45] a analysé l’origine de défaillance de roues de compresseur en alliage d’aluminium 2618-T652 causée par un processus de fatigue. Ce processus est déclenché par la fissuration par corrosion intergranulaire dont la cause n’est pas encore identifiée.
– Rockenhaüser et al (2016-2018) [46, 47, 48] ont étudié l’influence du vieillissement et du fluage sur l’évolution de la phase-S (Al2Cu-Mg) et a montré que le nickel et le fer qui forment les particules intermétalliques Al9FeNi aident à stabiliser la microstructure et améliore les propriétés de fluage durant une longue exposition aux températures entre 120 et 150 °C.
– Wang (2019) [15] a mené des tests d’impact balistique pour caractériser les performances balistiques des plaques en alliage d’aluminium 2618 et pour identifier l’effet combiné des formes de projectile et des angles obliques sur la formation d’endommagement.
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Table des matières
INTRODUCTION
Introduction
1ERE PARTIE : ETUDE BIBLIOGRAPHIQUE
I.1. Les alliages d’aluminium
I.2. Les alliages d’aluminium de la série 2xxx
I.3. L’alliage d’aluminium 2618
I.3.1. Historique (1939-2019)
I.3.2. L’état métallurgique T851
I.3.3. Composition chimique de l’alliage 2618
I.3.4. Microstructure de l’alliage 2618
I.3.5. Les propriétés mécaniques de l’alliage 2618
I.4. L’anodisation des alliages d’aluminium
1.4.1. Préparation de surface
1.4.2. Oxydation anodique
I.4.2.1. Principe
I.4.2.2. Caractéristiques de la couche d’oxyde
1.2.3 Imprégnation
1.2.4 Colmatage
I.5. Comportement en fatigue des alliages d’aluminium
I.5.1. Généralités sur la fatigue
I.5.2. Facteurs d’influence sur la résistance en fatigue uniaxiale
I.5.2.1. Effet de rugosité de surface
I.5.2.2. Effet du rapport de contrainte
I.5.3. Comportement en fatigue uniaxiale de l’alliage 2618
I.6. Effet de l’anodisation sur la tenue de vie en fatigue des alliages d’aluminium
I.7. Le comportement en fatigue multiaxiale
I.7.1. Généralités
I.7.2. Effet du déphasage
I.7.3. Effet du rapport d’amplitude de contraintes sous chargement de traction-torsion (λ=τalt/σalt)
I.7.4. Chargement de pression interne
I.8. Modèles de prévision de durée de vie
I.9. Conclusions
2EME PARTIE : LE MATERIAU D’ETUDE
II.1. L’alliage 2618-T851 étudié
II.1.1. Composition et microstructure
II.1.2. Propriétés mécaniques sous chargement monotone à température ambiante
II.2. Traitement d’anodisation sulfurique de l’alliage 2618
II.2.1. Le dégraissage
II.2.2. Le décapage
II.2.3. L’oxydation anodique
II.2.4. L’imprégnation
II.2.5. Le colmatage
II.3. Analyse des contraintes résiduelles
II.4. Conclusions
3EME PARTIE: FATIGUE UNIAXIALE
III.1. Introduction
III.2. Essais de fatigue
III.2.1. Machine d’essai
III.2.2. Géométrie des éprouvettes
III.2.2.1. Dimensionnement du fût central de l’éprouvette tubulaire
III.2.2.2. Validation de la géométrie à l’aide d’un modèle éléments finis
III.2.2.3. Optimisation de l’épaisseur du fût central
III.3. Les essais de fatigue en traction uniaxiale
III.3.1. Cas des éprouvettes usinées
III.3.1.1. Effet de rugosité de surface
III.3.1.2. Effet du rapport de contrainte
III.3.2. Cas des éprouvettes traitées
III.3.2.1. Eprouvettes décapées
III.3.2.2. Eprouvettes anodisées
III.3.2.3. Eprouvettes imprégnées
III.3.2.4. Eprouvettes colmatées
III.4. Essais de fatigue en torsion
III.4.1. Cas des éprouvettes usinées
III.4.1.1. Effet de rugosité de surface
III.4.1.2. Effet du rapport de contrainte
III.4.1.3. Comparaison traction-torsion
III.4.2. Cas des éprouvettes traitées
III.5.Résultats de fatigue en pression interne
III.6. Conclusions
4EME PARTIE : FATIGUE MULTIAXIALE
IV.1. Introduction
IV.2. Résultats en traction-torsion
IV.2.1. Cas des éprouvettes usinées
IV.2.2. Cas des éprouvettes colmatées
IV.3. Résultats en traction-pression interne
IV.4. Résultats en torsion-pression interne
IV.5. Résultats en traction-torsion-pression interne
IV.6. Analyse fractographique à l’échelle macroscopique
IV.7. Conclusions
5EME PARTIE : PREVISION DE DUREE DE VIE
CONCLUSION
