Propriétés mécaniques et électrochimiques des alliages AlMg et Al-Cu-Mg

Nominations des alliages et influence des éléments d’alliages sur les propriétés

      L’aluminium non allié possède des propriétés mécaniques faible, afin d’améliorer ces propriétés, on est conduit à ajoute les éléments d’addition lors de sa fusion, tel que Mg, Mn, Cu, Si, Ni, Ti, Zn, Co, etc. Ces éléments entrent en solution solide on formant des précipités qui entraînent des compositions d’alliages, l’avantage des alliages d’aluminium et qu’ils permettent d’avoir une bonne résistance mécanique tout en conservant une faible masse volumique. Et ils sont utilisés dans plusieurs domaines de l’industrie comme la construction aéronautique, automobile, dans les bâtiments comme toitures, façades, et aménagement intérieur, décoration, l’emballage.
Types d’alliages d’aluminium Il existe deux grandes familles d’alliages d’aluminium, des alliages corroyés, et des alliages de fonderies. Les différents alliages à base d’aluminium sont désignés par un nombre de quatre chiffres et sont classés en fonction des éléments d’alliages principaux (tableau I.3).
Classement par type de transformation Parmi ces huit classes, une autre distinction peut être faite entre les alliages non trempant et les alliages trempant [5] : Les alliages non trempant correspondent aux séries 1000, 3000, et 5000 ce sont des alliages sans durcissement structural (tableau I.5). Et les alliages trempant à durcissement structural qui correspondent aux séries 2000,6000 et 7000. Selon la classe d’alliages envisagée, différentes méthodes d’amélioration des propriétés mécaniques peuvent être adoptées. En effet, en ce qui concerne les alliages non trempant, trois méthodes d’amélioration des propriétés mécaniques existent : le durcissement de solution solide, le durcissement par précipités et le durcissement par écrouissage. Pour les alliages trempant, la méthode principale de durcissement correspond à un traitement thermique, appelé traitement à durcissement structural. Le processus de durcissement structural permet d’améliorer nettement les propriétés mécaniques des alliages d’aluminium en conduisant à la formation de précipités durcissant. Cette modification de la microstructure du matériau s’accompagne souvent d’une chute de la résistance à la corrosion ce qui amène dans la plupart du temps à travailler, en terne de compromis entre bonnes propriétés mécaniques et résistance à la corrosion intéressante.

Morphologie des constituants et des phases après solidification

       La morphologie des constituants et des phases après solidification peut être très variée. Ce sont très fréquemment des dendrites ou des cellules et des constituants eutectiques. La conséquence de cette instabilité d’interface est la formation d’une microstructure de solidification dont vont dépendre les propriétés finales du matériau élaboré. Plusieurs types de microstructures peuvent être obtenus en fonction des paramètres de solidification (cellulaires à basse vitesse de tirage (figure I.7a et I.7b), dendritiques à grande vitesse de tirage (figure I.7c) et de l’alliage solidifié (morphologie rugueuse ou facettée (figure I .7d). En fonderie industrielle, où l’on utilise de grandes vitesses de solidification, ce sont les structures dendritiques qui sont le plus couramment observées.

Paramètres microstructuraux des dendrites

      Les paramètres de solidifications (vitesse de refroidissement, le gradient thermique) ont des conséquences considérables sur les microstructures. Basu a étudié l’influence de ce paramètre sur les caractérisations des microstructures de l’alliage de magnésium, tels que la taille de la graine, l’espacement entre les bras dendritique, et de la porosité. Il a été observé dans la solidification directionnelle que la taille des grains augmentés par l’augmentation de la distance du froid et la taille des graines diminue avec l’augmentation de la vitesse de refroidissements.

Solidification dans les alliages Al-Mg

        Ohno et al. Ont étudié la solidification des alliages Al-Mg dont les concentrations sont inférieures à la limite de solubilité du Mg dans l’Al (figure I-2). Notant que la limite de solubilité maximale du magnésium dans l’aluminium est de l’ordre de 17,1 % en poids avec un coefficient de » partage k d’environ 0,51. Ils ont observé que la solidification de l’alliage débute par la cristallisation de la phase primaire α-Al et que la ségrégation est normale. Ainsi que le liquide s’enrichit en magnésium lors de la croissance de la phase solide [41]. La ségrégation peut être responsable de la formation de l’eutectique à la fin de solidification si la teneur en magnésium suffisamment élevée. D’autres chercheurs ont étudiés les alliages binaires Al – 32 Mg, Al – 42 Mg, Mg–44Al et ternaires Mg–10Al–Zn, Mg–20Al–Zn. Les résultats montrent que la microstructure est constituée de la phase dendritique B-Al3Mg2 distribuée dans les régions interdendritiques pour les alliages Al – 32 Mg et Al – 42 Mg. Une microstructure eutectique a été observée dans les alliages Mg–10Al–Zn, Mg–20Al–Zn et Mg– 44Al (figure I.10) [46,47]. Liu et al. Ont étudié la solidification des alliages binaires Al-Mg. Ils ont trouvé que la structure eutectique lamellaire est composée de deux phases AI8Mg5 et α-Al. La formation de structures eutectiques aux joints de grains débute dans les alliages ayant une concentration initiale minimale de 3,36 à 7,12% de magnésium [41]. Dans les alliages riches en magnésium, les régions eutectiques peuvent être présentes entre les dendrites. Sur le profil de concentration associé à une coupe transversale de plusieurs dendrites, ces régions correspondent aux plateaux situés après les montées brusques. Les dendrites dans les alliages Al-Mg riche en Mg ont tendance à présenter des extrémités plutôt arrondies pour donner une morphologie globulaire [42, 43]. Ceci répond bien à ce qui est mentionné dans la littérature puisqu’il n’est pas question d’éléments de nature semiconducteurs ou de matériaux non métalliques qui encouragent la formation de facettes.

Matériaux magnétiques et non magnétiques

        Les matériaux magnétiques sont plus faciles à chauffer que les matériaux non magnétiques, du fait des effets du chauffage par hystérésis. Les matériaux magnétiques résistent naturellement aux champs magnétiques qui changent rapidement au sein de l’inducteur. Le frottement qui en résulte produit son propre supplément de chaleur – chauffage par hystérésis – en plus du chauffage par courant de Foucault. On dit qu’un métal offrant une résistance élevée possède une « perméabilité » magnétique élevée. La perméabilité peut varier sur une échelle de 100 à 500 pour les matériaux magnétiques ; les matériaux non magnétiques ont une perméabilité égale à 1. Le chauffage par hystérésis intervient à des températures en deçà du point de Curie – température à laquelle un matériau magnétique perd ses propriétés magnétiques.

Alliages brut Al-X m.%Mg -Xm.%Cu

      Pour les alliages Al2 m%Mg-2m%Cu, on observe une microstructure équiaxe de taille de grain d’environ 80 µm à l’état brut et traité constituée de la phase solide cfc α-Al confirmée par la micrographie MEB. L’augmentation de la teneur de magnésium et de cuivre donne un mélange de dendrites colonnaires développées en branches secondaires correspondant à la phase α- Al, l’espacement inter dendritique est occupé par la phase S-Al2CuMg. Pour les alliages Al8m%Mg8m%Cu, la taille des dendrites est de l’ordre de 50µm et l’espacement inter dendrite primaire et secondaire ʎp=34m et s= 58,33m à l’état traité et 45m à l’état brut. Pour les alliages Al20m %Cu-20m%Mg en observe une morphologie dendritique se forme de rosettes, et l’alliage Al-25m%Cu-25m%Cu à l’état brut et traité les morphologies à grandissement G200 se forme de feuille consiste des trois phases (figure III.13d) et sont toujours sous forme de mélange dendritique avec eutectiques.

Étude thermique des alliages Al-Cu-Mg

      Les courbes DSC obtenues pour les alliages ternaire, élaborés par fusion à haut fréquence et solidifie rapidement, ont été réalisés sous atmosphère d’argon à l’aide d’un appareil DSC 822 de Mettler Toledo dans un domaine de températures allant de 25 à 700 °C avec une vitesse de montée constante de 10°C/min, d’après ces figures on peut observer les transformations structurales et les réactions associées. Les figures III.22 présente les courbes de L’analyse calorimétrique différentielle (DSC) des alliages ternaires Al-2m.%Cu-2m.%Mg et Al8m.%Cu-8m.%Mg à l’état brut. Pour l’alliage de fusion (Hf) Al-2m.%Cu-2m.%Mg la courbe DSC montre l’apparition de trois réactions calorimétrique endothermiques. La première et la deuxième apparaissent dans un intervalle de température entre [450°C et 600°C] et peuvent être dues à des clusters de Mg et Cu ou à la dissolution de la phase S-Al2CuMg quant à la troisième réaction endothermique ayant lieu dans un intervalle entre [600°C et 660°C] avec un maximum situé ver 643,62 elle est probablement due à la fusion de la phase de solution solide α-Al (Cu, Mg). Pour l’alliage Al-8m.%Cu-8m.%Mg, la courbe DSC présente deux réactions endothermiques situées aux températures [523,49°C et 614,28°C] le premier pic est dû à la dissolution de la phase stable S-Al2CuMg et le deuxième pic correspond à la fusion α-Al (Cu, Mg)[24]. L’augmentation la teneur de cuivre et de magnésium diminue la température du pic de fusion de l’aluminium de 643,62°C à 614,28°C [25].

Table des matières

Introduction générale
Chapitre I : Étude bibliographique
I-1 Introduction
I-2 L’aluminium et ces alliages
I-2-1 Propriétés de l’aluminium
I-2-1-1 Propriétés physiques
I-2-1-2 Propriétés mécaniques
I-2-1-3 Propriétés de mise en forme
I-2-1-4 Résistance à la corrosion
I-3 Nominations des alliages et influence des éléments d’alliages sur les propriétés 
I-3-1 Types d’alliages d’aluminium
I-3-1-2 Classement par type de transformation
I-4 Système binaire Al-Mg série (5000)
I-4-1 Diagramme d’équilibre des phases du système binaire Al-Mg
I-5 Les alliages semi-solides Al-Cu-Mg
I-5-1 Diagramme des alliages ternaires Al-Cu-Mg
I-5-2 Parties liquides de diagramme ternaire
I-6 Donnée cristallographiques des phases du système binaire(500) Al Mg et ternaires Al-CuMg (2000
I-6-1 Cas du système binaire
I-6-2 cas du système ternaire
I-7 Séquences de précipitation dans les alliages Al-Cu-Mg
I-8 Morphologie des constituants et des phases après solidification
I-8-1 Croissances des dendrites
I-8-2 Paramètres microstructuraux des dendrites
I-9 Microstructures eutectiques
I-9 Solidification dans les alliages Al-Mg
I-9-1 Morphologie des constituants et des phases
Références bibliographiques
Chapitre II : Techniques expérimentales
II-1. Les alliages utilisés
II-2. Procédure d’élaboration des alliages binaires et ternaires
II-2-1. Préparation des échantillons
II-2-2. Fusion des alliages étudiés
II-2-2-1 Système typique de fonctionnement
II-2-2-2 Fréquence de fonctionnement
II-2-2-3 Matériaux magnétiques et non magnétiques
II-2-2-4 Profondeur de pénétration
II-2-3. Étapes de la fusion
II-2-4. Paramètres importants de la fusion haute fréquence
II-3. Opérations de préparations métallographiques des alliages
II-3-1. Le découpage mécanique
II-3-2.Traitement thermique des alliages
II-3-3. Enrobage dans la résine
II-3-4. Polissage des surfaces
II-3-5. Traitement chimique de surfaces
II-4. Microstructure des alliages étudiés et Méthodes d’observations et d’analyses 
II-4-1. Microscope optique
II-4-2. L’observation par microscope électronique à balayage
II-4-3. Les analyses par diffraction des Rayons X
II-4-4.L’analyse calorimétrique différentielle (DSC)
II-4-5. Microdureté Vickers
II-5.Techniques de mesures électrochimiques
II-5-1.Description de la cellule électrochimique
II-5-2. Mesures électrochimiques
II-5-3. Dispositif de mesures
Références bibliographiques
Chapitre III : Résultats et discussions
III-1. Introduction
III-2. Observations optiques des alliages binaires Al-Mg
III.3 Vitesse de solidification
III-4. Analyse par diffraction de rayons-X
III-4. Évolution du Paramètre cristallin de l’aluminium
III-5. Caractéristiques cristallographiques des phases -Al3Mg2 et -Al12Mg17
III-5-1 Paramètres cristallins des phases -Al3Mg2 et -Al12Mg17
III-5-2. Structures cristallines des phases -Al3Mg2 et -Al12Mg17
III-6. Microstructures des alliages ternaires Al-Cu-Mg
III-6-1 Alliages Al2m.%Cu-2m.%Mg brut et traité
III-6-2 Alliages Al-8 m.%Mg -8 m.%Cu brut et traité
III-6-3. Alliages Al-20 m.%Mg -20 m.%Cu etAl-25 m.%Mg -25 m.%Cu brut et traité
III-7. Études morphologiques
III-7-1. Observation optique
III-7-1 Alliages brut Al-X m.%Mg -Xm.%Cu
III-8 Observation par microscopie électronique à balayage
III-9. Propriétés mécaniques
III-9-1. Alliages binaires
III-9-2. Alliages ternaires
III-10. Étude thermique des alliages Al-Cu-Mg
III-11. Étude électrochimique
III-11-1. Potentiel en circuit ouvert
III-11-2. Les courbes de polarisation Ecorr (Icorr)
III-2-3. Conclusion
References bibliographies
Conclusion générale

Télécharger le rapport complet