Impact du traitement thermique sur les mécanismes de précipitation 

Durcissement

Certaines séries d’alliages d’aluminium (2000,6000,7000), par un traitement thermique approprié voient leur résistance mécanique augmenter par la précipitation à très fine échelle. Ce phénomènede durcissement structural est propre aux états T. Dans le cadre de cette étude, un alliage d’aluminium de série 6000 a été étudié dont la série de traitement thermique, à savoir : mise en solution, trempe et revenu, est schématisé Figure 5 et explicité par la suite.
La première étape dans un traitement de durcissement est la mise en solution de l’alliage. En effet, il s’agit là d’élever l’alliage à une température où tous les éléments seront solubles de telle sorte qu’une solution solide monophasée sera obtenue. Concrètement et à titre d’exemple, il s’agira, pour un alliage à 10% pds de cuivre, de chauffer le métal à une température de 550°C de telle sorte qu’une solution solide de Cu dans Al et non plus une solution biphasée contenant les phases α et θ serait obtenue. Une chauffe à 650°C pourrait être tout aussi efficace et même plus rapide. Cependant, à partir d’une certaine température appelée température de brûlure, le matériau se dégrade en manifestant une fusion partielle menant à des phénomènes de décohésion localisée lors du refroidissement de ce dernier [5]. En effet, le couple temps-température (t-T) influe beaucoup sur les caractéristiques mécaniques du matériau après traitement. Le Tableau 5 répertorie pour un alliage type 2000 trempé et mûri après une mise en solution depuis l’état recuit, les valeurs de Rp,0.2 et de contrainte maximale suivant les conditions de mise en solution. [2]

Thermodynamique de la précipitation

La détermination expérimentale des enthalpies par DSC apporte une vision énergétique des phénomènes ayant lieu lors des traitements thermiques, phénomènes parfois mal compris si bien qu’il n’est pas rare, à l’échelle industrielle, d’entreprendre un traitement thermique pour obtenir des propriétés particulières sans en savoir les réels effets sur la microstructure même du matériau. La solubilité du silicium dans l’aluminium est au mieux de 1,5% atomique et ce à 850 K : il est alors observé que lors d’une trempe, la solution solide sursaturée va précipiter par vieillissement ou revenu [15]. Ces considérations théoriques mises à part, Schumacher et al présente la détermination d’enthalpie de précipitation de AlSi [16]. Dans cette étude, deux alliages Al-Si avec deux taux de silicium différents (0.26% et 0.72% de silicium en masse) ont été chauffés à 600°C puis refroidis lentement, puis dans un deuxième cas à nouveau réchauffé afin de comparer les pics de précipitation et mises en solution. Plusieurs vitesses de trempe ont été utilisées allant de 2 K.s −1 à 0.001 K.s −1 sur les deux alliages. D’après le diagramme de phase, pour ces deux teneurs en silicium, il devrait être obtenu in fine deux phases distinctes : aluminium pur et une phase riche en silicium cristallisant dans un réseau type diamant. Les données obtenues par calorimétrie (Figure 12) montrent cependant un pic de précipitation à plus basse température pour l’alliage le plus riche en silicium qui n’est pas détecté sur l’alliage à 0.26%. [16]
Ces observations vont dans le sens d’une précipitation exacerbée lors de vitesses plus rapides ce qui est en accord avec le caractère métastable des phases formées et la très faible solubilité du silicium dans la matrice d’aluminium.
D’autre part, l’augmentation des pics exothermiques correspondants à la précipitation avec la diminution de la vitesse de refroidissement s’explique par une diffusion accrue pendant la trempe. De ces expériences, il est possible de définir la vitesse de trempe critique supérieure (Upper Critical Cooling Rate (UCCR)) correspondant à la vitesse de trempe la plus faible à laquelle la sursaturation est conservée. Cette notion n’est pas conjointe à vcrit qui est beaucoup plus approximative, elle a été introduite en opposition à la vitesse critique de trempe inférieure (Lower Critical Cooling Rate (LCCR)), vitesse de trempe la plus rapide au-dessus de laquelle la précipitation a lieu. En d’autres termes, les notions d’UCCR et LCCR admettent la présence d’une plage intermédiaire où le comportement du matériau quant à sa capacité de précipitation serait intermédiaire, notion qui n’est pas incluse dansvcrit.
Dans le cas de l’alliage à 0.72% de Si, l’UCCR est de 1 K.s -1 alors que dans celui à 0.26% elle est déterminée à 0.02 K.s -1.

Précipités d’échelle nanométrique

Comme présenté précédemment (Tableau 3), les alliages de série 6000 ont pour spécificité de contenir à la fois du magnésium et du silicium. Ces alliages sont dits à durcissement structural. En effet, à la suite d’un traitement thermique spécifique, ces alliages précipitent des nanophases de type MgXSiYAlZ [21] qui, dispersées de manière homogène dans le matériau, lui confèrent un fort pouvoir durcissant. La séquence de précipitation de ces phases est indiquée comme suit [19].

Effets d’irradiation dans les alliages des série 6000

Généralités sur les effets d’irradiation

Matériaux métalliques

Les effets d’irradiation dans les matériaux peuvent être très divers du fait de la variété des énergies et la nature des particules irradiantes. Dans un cœur de réacteur nucléaire, il s’agit généralement de neutrons issus des réactions de fission du combustible ou d’atomes voisins qui entrent en collision avec d’autres atomes. L’atome en question va alors obtenir de l’énergie transférée par le neutron. Si cette énergie est supérieure à la somme des énergies de liaisons de l’atome dans son site, à supposer que le matériau considéré soit cristallin, alors ce dernier sera éjecté de son site. Cette énergie, appelée énergie de déplacement, est notée Ed. Si l’atome est déplacé de son site cristallin il génère alors une lacune et transmet son énergie cinétique aux autres atomes qu’il rencontre durant son déplacement dans la matrice.
Il génère alors une cascade de déplacements. A mesure que son énergie cinétique diminue, l’atome déplacé se stoppe alors soit dans un site vacant, une lacune, soit en interstitiel dans la matrice métallique.
On a alors une paire de Frenkel. Considérant les possibles diffusions des atomes dans la matrice métallique, ces paires de lacunes et interstitiels peuvent alors se recombiner. Ainsi, il se forme, en régime statique, une génération des défauts d’irradiation pilotée par le taux de génération de ces derniers et leur résorption.

Effets d’irradiations sur la microstructure des alliages de série 6000

Les effets d’irradiation neutroniques sur les alliages de type Al-Mg-Si ont été étudiés depuis les années 70 dans les réacteurs expérimentaux américains. Les études liées aux irradiations ioniques et la comparaison avec les études neutroniques n’ont débuté que dans les années 80. Concernant les analyses microstructurales de ces derniers, seules les échelles nanométriques et submicroniques ont étés observées. L’absence d’analyse à l’échelle micronique peut s’expliquer simplement par la taille très imposante des précipités microniques, peu susceptibles d’être directement affectés par les effets d’irradiations, sauf à des taux de dommages très élevés.
Dans la suite du manuscrit, les valeurs de DPA pour les irradiations neutroniques dans les alliages d’aluminium seront calculées selon la conversion suivante.

Irradiations aux neutrons

Les effets d’irradiation aux neutrons en réacteur sur les alliages d’aluminium résultent majoritairement d’expériences effectuées dans deux réacteurs : « High Flux Isotope Reactor » (HFIR) et « High FluxBeam Reactor » (HFBR). La plupart de ces études ont été menées par Farrell et King [48,50–58]. La différence majeure entre les expériences HFIR et HFBR résulte dans le spectre neutronique qui leur est associé. Pour permettre une comparaison des résultats sur des alliages irradiés dans différents réacteurs avec des spectres neutroniques différents, la dose en neutrons thermiques (E < 0,625 eV) est alors définie par convention pour une énergie de neutrons strictement égale à 0,0254 eV : elle correspond à la dose à cette énergie qui produirait la teneur en silicium effectivement produite sous l’effet du flux neutronique thermique intégré dans l’intervalle d’énergies [0 ; 0,625 eV]. Le flux thermique ainsi défini est appelé.

Etude bibliographique

39 flux thermique conventionnel. Le réacteur HFBR présente un spectre majoritairement thermique avec un rapport flux thermique conventionnel / flux rapide (R) maximal de 20. Et HFIR présente un flux rapide plus important avec un rapport thermique conventionnel/rapide allant jusqu’à 1,3.
La transmutation de l’aluminium en silicium durant l’irradiation neutronique sursature la matrice d’aluminium en silicium. En effet, comme vu au paragraphe II.2, le silicium est très peu soluble dans l’aluminium, de plus, les alliages de la série 6000 présentent déjà une forte teneur en silicium avantirradiation : la matrice est déjà en situation de saturation. La Figure 26 présente le cas de d’un alliage d’aluminium de série 1000 (99% pur) et 6000 après irradiation aux neutrons : dans les deux cas, de larges particules de silicium sont observées dans toute la zone irradiée. [49,51].
La localisation préférentielle de ces phases apparaissant sous irradiation n’est pas clairement déterminée.
En effet, d’après les observations de Jostsons [50], l’apparition de ces phases serait très éloignée des joints de grains, comme illustré Figure 26. Cependant, les observations de Weeks [58] présentées Figure 27 indiquent au contraire une concentration importante de ces phases aux joints de grain, spécifiquement dans les alliages de la série 6000. Ces observations contradictoires semblent indiquer une forte dépendance de la précipitation aux caractéristiques de l’alliage avant irradiation.

Caractérisations mécaniques

Essais de traction

Les essais de traction uniaxiale sur les éprouvettes présentées en annexe H ont été effectués à quatre températures différentes : ambiante (≈20°C), 70°C, 90°C et 150°C. Le chauffage des échantillons a été assuré par un four trois points AET Technologies avec un balayage d’azote. Pour chaque température et condition métallurgique, trois éprouvettes ont été testées. La machine de traction qui a été utilisée était une Instron 8862 pilotée par le logiciel BlueHill. Les essais ont été entrepris avec un contrôle par position avec une vitesse de déformation de 5.10 -4 s -1 et précédés d’une précharge de 50 N. La mesure des modules d’Young a été assurée par un extensomètre à couteaux MAYTEC, systématiquement retiré après passage dans le domaine plastique de l’échantillon. La totalité du post-traitement a été effectuée par le logiciel Odette II développé par le CEA. Les échantillons ont été récupérés après rupture et stockés pour observation de fractographies.

Essais de ténacité

Un matériau soumis à un effort peut voir des défauts de l’ordre de la taille de grain, comme des cavités, se former dans toute sa structure de manière homogène : c’est la mécanique de l’endommagement.
Cependant, si ces défauts se développent progressivement jusqu’à atteindre une taille critique de 100 μm à 1 mm, ils deviennent des fissures et peuvent rompre le matériau : c’est la mécanique de la rupture.
Cette dernière a pour but d’étudier sous quelles conditions une fissure déjà présente va continuer à progresser à mesure que la pièce est sollicitée. Pour ce faire, considérant la présence d’un phénomène de concentration des contraintes près des zones de changement de géométrie, on étudie des grandeurs locales en pointe de la fissure. En supposant que l’on reste dans le domaine élastique et dans le cas d’une fissure infiniment fine, on définit ainsi en coordonnées polaires la contrainte locale.

Irradiations au ions

Principes et calculs pré-irradiations

Les irradiations aux ions constituent un axe majeur de cette étude. Comme explicité dans le chapitre précédent, ces irradiations présentent de nombreux avantages comme l’absence d’activation du matériau (sous réserve d’utiliser des énergies en deçà du seuil d’activation du matériau) et la capacité d’obtenir de très forts taux de dommages en des temps très courts. Afin de sélectionner l’élément irradiant ainsi que l’énergie, il est important de connaitre plusieurs règles générales qui régissent les irradiations ioniques :
– A énergie constante, plus un élément est lourd, plus il sera rapidement stoppé dans la matière mais tendra à produire plus de dégâts dans l’échantillon. A l’inverse, un élément léger s’implantera plus loin dans la matrice mais produira moins de dégâts.
– Augmenter l’énergie d’irradiation permet d’implanter plus loin l’élément et d’obtenir une courbe plus homogène d’irradiation au prix d’une diminution moyenne des dégâts sauf dans lepic d’irradiation.
– Les capacités en terme de flux des irradiateurs conditionnent toujours le temps d’irradiation.
Connaissant ces règles, des simulations sur le logiciel SRIM [9] peuvent être effectuées afin d’évaluer les dégâts. Le logiciel SRIM est un code de simulation Monte-Carlo qui présente l’avantage d’une facilité d’utilisation et permet d’obtenir rapidement des résultats numériques. Cependant, plusieurs lacunes sont à prendre en compte dans l’utilisation du code SRIM. En effet, le code SRIM n’évalue pas les recombinaisons des paires interstitiels lacunes dans le matériau. En outre, il s’agit d’une simulation en deux dimensions dont les résultats sont ramenés à une dimension. Ainsi, il est plus prudent de parler d’une évaluation de l’ordre de grandeur des dégâts et de la zone d’implantation, plutôt que de valeur stricte de DPA atteint. Enfin, il est à noter que, cette étude présentant un besoin important de calculs SRIM, un code de calcul systématique de SRIM sur système UNIX permettant d’obtenir de grands volumes de données (par exemple, la totalité des courbes de dommages entre 1 MeV et 20 MeV d’un ion donné sur une cible donnée par pas de 200 keV) a été développé durant cette thèse, à partir d’un code existant [10]. Dans toutes nos simulations SRIM, le mode de dommage choisi a été le « Full Cascade » qui, au prix d’un temps de calcul plus long, permet de simuler la totalité de la cascade de déplacements. Les cibles utilisées dans les simulations étaient toujours de l’aluminium pur avec uneénergie de déplacement Ed de 16 eV. Le post traitement des données a été effectué afin de convertir les données brutes de SRIM (en Å.ion -1 ) en dpa selon la formule suivante [9].

Conditions d’irradiations

Les irradiations présentées dans cette thèse ont toutes été effectuées au laboratoire JANNuS – Saclay [11] (Joint Accelerators for Nanoscience and Nuclear Science) pendant trois campagnes (2017, 2018 et 2019). La plateforme JANNuS – Saclay possède trois irradiateurs. Epiméthée, permettant l’accélération d’ions de masse moyenne avec une tension d’accélérati on de 3 MV. Japet permet l’accélération d’ions divers, du Chlore jusqu’à l’Or. Enfin, Pandore est un accélérateur d’ions légers, majoritairement à partir de sources gazeuses. Le Tableau 3 présente un résumé des campagnes d’irradiation effectuées durant la thèse. Toutes les irradiations ont été effectuées sur 19 lames MET vierges, polies miroir non percées, représentant les états métallurgiques majeurs établis par trempe. La totalité des expériences d’irradiation a été effectuée à température ambiante afin d’éviter un échauffement à la température d’activation du revenu (150°C) qui modifierait alors la microstructure indépendamment de l’irradiation.

Etude de la microstructure

Comme expliqué dans le chapitre 1, la microstructure des alliages d’aluminium peut s’observer à trois échelles distinctes : l’échelle micronique observée au MEB, l’échelle submicronique et l’échelle nanométrique toutes deux observées au MET et à la SAT. Dans cette partie, une étude comparative de la microstructure aux trois échelles va être élaborée.

Echelle micronique

A l’échelle micronique, deux études ont été entreprises. Dans un premier temps, une caractérisation des phases intermétalliques au fer (IMF) en fonction de la vitesse de trempe a été entreprise. Dans un second temps, une analyse de la taille de grains a été conduite. Pour des raisons techniques, seules les trempes eau et huile, représentatives du caisson industriel, ont été observées à cette échelle.

Caractérisation des phases intermétalliques au fer

La répartition des IMF a été examinée pour les deux états de trempe : eau et huile. Pour chaque état de trempe, deux échantillons représentatifs de la trempe ont été prélevés à travers les cubes comme indiqué sur la Figure 8 : l’un proche du cœur, l’autre proche surface.
Préalablement aux quantifications, une analyse chimique EDS a été entreprise afin d’identifier les phases présentes dans les IMF avec pour base de comparaison les phases identifiées dans la littérature. La Figure 9 présente un cliché large d’analyse des IMF par EDS sur un échantillon trempé huile. L’image MEB en contraste des électrons rétrodiffusés révèle des gros grains séparés par des zones plus riches en éléments lourds dont la morphologie évoque des espaces interdendrites ayant évolué sous l’effetdu forgeage (Figure 9.a).

Table des matières
Introduction 
Chapitre 1 : Etude Bibliographique 
I. Les alliages d’aluminium
1. Généralités
2. Eléments d’addition et nomenclature
II. Traitement thermiques
1. Adoucissement
2. Durcissement
3. Impact du traitement thermique sur les mécanismes de précipitation
III. Microstructure
1. Précipités d’échelle nanométrique
2. Phases submicroniques (dispersoïdes)
3. Particules d’échelle micronique
IV. Effets d’irradiation dans les alliages des série 6000
1. Généralités sur les effets d’irradiation
2. Effets d’irradiations sur la microstructure des alliages de série 6000
3. Influence de l’irradiation sur les propriétés mécaniques
4. Gonflement des alliages de série 6000
Conclusions
Bibliographie
Chapitre 2 : Matériaux et moyens de l’étude 
I. Plan expérimental général
II. Matériau étudié
1. Alliage de l’étude
2. Préparations des échantillons
III. Traitements thermiques
1. Préambule
2. Caractéristiques du traitement thermique
3. Simulation numérique CAST3M
IV. Moyens de caractérisation microstructurale
1. Microscopie électronique en transmission (MET) et techniques associées
2. Microscopie électronique à balayage (MEB) et techniques associées
3. Sonde atomique tomographique (SAT)
V. Caractérisations mécaniques
1. Essais de traction
2. Essais de ténacité
3. Indentation et cartographie de dureté Vickers
VI. Irradiations au ions
1. Principes et calculs pré-irradiations
2. Conditions d’irradiations
Conclusions
Bibliographie
Chapitre 3 : Caractérisation hors irradiation
I. Traitements thermiques
1. Résultats expérimentaux
2. Simulation numérique de la trempe
II. Etude de la microstructure
1. Echelle micronique
3. Echelle submicronique
2. Echelle nanométrique
III. Caractérisations mécaniques
1. Essais de traction
2. Microdureté Vickers
Conclusions et proposition d’un schéma de précipitation
Bibliographie
Chapitre 4 : Effets de l’irradiation sur la microstructure 
I. Irradiation simple faisceau à fort dpa (2017)
1. Trempe eau
2. Trempe huile
3. Trempe air
4. Synthèse et interprétation
II. Irradiations triple faisceau (2018)
1. Trempe eau
2. Trempe huile
3. Trempe air
4. Synthèse et interprétation
Conclusions
Bibliographie
Chapitre 5 : Quantification et modélisation du gonflement 
I. Revue bibliographique contextuelle
1. Considérations générales
2. Modèle de Brailsford et Bullough
3. Modèle de la bulle critique (CBM)
4. Discussion
II. Quantification expérimentale du gonflement
1. Trempe eau
2. Trempe huile
3. Trempe air
4. Discussion
III. Modélisation du gonflement
Conclusion 
Bibliographie
Conclusions et perspectives
Annexes

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