M1290.pdf

Traitements thermiques des alliages d’aluminium par

Roger DEVELAY Ingénieur de l’École Nationale Supérieure d’Électrochimie et d’Électrométallurgie de Grenoble Ancien Directeur Adjoint du Centre de Recherches et Développement de Voreppe. Cégédur-Péchiney

1. 1.1 1.2 1.3

Généralités................................................................................................. Désignation conventionnelle de l’aluminium et de ses alliages ............. Symbolisation des traitements thermiques de l’aluminium et de ses alliages.......................................................................................................... Principaux types de traitements thermiques ............................................

2. 2.1 2.2 2.3

Traitements thermiques d’homogénéisation ................................... Phénomènes métallurgiques...................................................................... Répercussion sur les propriétés de l’aluminium et ses alliages.............. Pratique des traitements d’homogénéisation ...........................................

3.

Traitements thermiques d’adoucissement par restauration ou recuit ..................................................................................................... Phénomènes métallurgiques...................................................................... Traitements de restauration........................................................................ Traitements de recuit de recristallisation .................................................. Traitements de recuit de coalescence (ou recuit de précipitation) .......... Influence des conditions de refroidissement après recuit ....................... Conditions pratiques de traitements d’adoucissement par recuit ou restauration.............................................................................................

3.1 3.2 3.3 3.4 3.5 3.6 4. 4.1 4.2 4.3 4.4 4.5 4.6 4.7

Traitement de durcissement structural ............................................. Phénomènes métallurgiques...................................................................... Traitements de mise en solution ................................................................ Traitements de trempe ................................................................................ Maturation.................................................................................................... Traitements de revenu ou de maturation artificielle ................................ Traitements spéciaux .................................................................................. Variations dimensionnelles durant le traitement thermique ...................

5.

Exécution des traitements thermiques des alliages d’aluminium............................................................................................... Matériels et équipement ............................................................................. Aspect des produits. Atmosphère des fours ............................................. Recommandations pratiques pour l’exécution des traitements thermiques des alliages d’aluminium........................................................

M 1 290

1 - 1986

5.1 5.2 5.3

Pour en savoir plus...........................................................................................

M 1 290 - 2 — 2 — —

2 4

— — — —

5 5 6 9

— — — — — —

10 10 11 13 15 16

—

16

— — — — — — — —

16 16 19 21 26 28 35 36

— — —

37 37 38

—

38

Doc. M 1 290

’aluminium et les alliages d’aluminium couvrent un domaine étendu de caractéristiques mécaniques puisqu’on trouve à chaque extrémité de ce domaine, d’une part, l’aluminium raffiné à l’état recuit avec une résistance à la rupture de l’ordre de 50 MPa et, d’autre part, les alliages à haute résistance du type Al-Zn-Mg-Cu (7049 A) fortement chargés en éléments d’addition et capables, à l’état trempé revenu, d’une résistance à la rupture de 65 à 750 MPa.

L

Toute reproduction sans autorisation du Centre français d’exploitation du droit de copie est strictement interdite. © Techniques de l’Ingénieur, traité Matériaux métalliques

M 1 290 − 1

TRAITEMENTS THERMIQUES DES ALLIAGES D’ALUMINIUM

____________________________________________________________________________________

Une telle gamme de caractéristiques mécaniques est obtenue non seulement en agissant sur la composition des alliages, mais aussi et pour une partie très importante, en effectuant des traitements thermiques qui permettent d’ailleurs d’agir dans deux sens, à savoir : — soit dans le sens d’une diminution de la résistance mécanique, diminution accompagnée généralement d’une augmentation de l’aptitude à la déformation plastique (ce sont les traitements d’adoucissement) ; — soit au contraire dans le sens d’une augmentation de la résistance mécanique (ce sont les traitements de durcissement). Toutefois, les traitements thermiques n’ont pas comme seul but d’agir sur le niveau de résistance mécanique, ils sont susceptibles d’influencer un grand nombre d’autres propriétés parfois très importantes pour les utilisateurs telles que l’aptitude à la transformation à chaud ou à froid, la résistance à la corrosion, à la fatigue, au fluage, l’aptitude à l’oxydation anodique, la conductivité électrique, la stabilité dimensionnelle, etc. Aussi, semble-t-il que de plus en plus, dans la métallurgie des alliages d’aluminium, la tendance soit de mettre au point ou de définir des traitements thermiques vraiment spécifiques en vue d’améliorer une propriété donnée d’un alliage déterminé (de nombreux exemples seront cités à cet égard).

1. Généralités 1.1 Désignation conventionnelle de l’aluminium et de ses alliages 1.1.1 Cas des produits corroyés Actuellement, seule la désignation numérique suivant la norme NF A 02-104 est légale. Le tableau 1 donne la correspondance entre la désignation numérique et l’ancienne désignation alphanumérique (utilisée jusqu’en 1975), cela pour les alliages encore commercialisés. (0)

1.1.2 Cas des produits moulés Les normes NF A 57-702 et NF A 57-703, s’appuyant sur les spécifications des normes NF A 02-002 et NF A 02-004, fixent la désignation des alliages moulés. Cette désignation ainsi que la composition des alliages correspondants sont également données dans les articles Données numériques sur l’aluminium et les alliages d’aluminium de transformation [M 443] et Données numériques sur l’aluminium et les alliages d’aluminium de transformation. Alliages d’aluminium de transformation [M 445] dans le présent traité.

1.2 Symbolisation des traitements thermiques de l’aluminium et de ses alliages 1.2.1 Vocabulaire des traitements thermiques Nota : le lecteur se reportera également à l’article Traitements thermiques et conception structurale des alliages [M 1 105] dans le présent traité.

Ce vocabulaire est fixé par la norme AFNOR A 02-011 qui s’applique aux produits corroyés ou moulés. Il est important de rappeler les définitions les plus usuelles.

M 1 290 − 2

Alliage à traitement thermique : expression couramment employée pour désigner un alliage durcissable par traitement thermique. Alliage sans traitement thermique : expression couramment employée pour désigner un alliage non durcissable par traitement thermique. Mise en solution : traitement suivant lequel un alliage est chauffé à une température convenable et maintenu à cette température pendant un temps suffisant pour permettre aux constituants solubles d’entrer en solution solide où ils seront retenus en état sursaturé après la trempe. Trempe : opération de refroidissement effectuée de façon que la solution solide obtenue à chaud à température appropriée soit maintenue en état de sursaturation. Vitesse critique de trempe : vitesse minimale conduisant à la loi critique de refroidissement qui permet le maintien des constituants en solution solide sursaturée et l’obtention de caractéristiques minimales garanties après le phénomène de durcissement. Alliage autotrempant : alliage dont la vitesse critique de trempe est inférieure à la vitesse de refroidissement naturel se produisant en air calme après transformation à chaud, ou dans le moule après solidification des pièces coulées. Trempe structurale : traitement thermique complet assurant un durcissement structural ; ce traitement comprend généralement une mise en solution immédiatement : — d’un refroidissement convenable maintenant la solution solide en sursaturation (trempe proprement dite) ; — d’une maturation ou/et d’un revenu produisant un durcissement. Durcissement structural : durcissement résultant de l’évolution physico-chimique par maturation ou revenu d’une solution solide sursaturée. Maturation : évolution spontanée à température ordinaire de la solution solide sursaturée. Après cette évolution, l’alliage est dit à l’état mûri. Revenu ou maturation artificielle : durcissement à température supérieure à la température ordinaire d’une solution solide sursaturée obtenue par trempe de l’alliage.

Toute reproduction sans autorisation du Centre français d’exploitation du droit de copie est strictement interdite. © Techniques de l’Ingénieur, traité Matériaux métalliques

____________________________________________________________________________________ TRAITEMENTS THERMIQUES DES ALLIAGES D’ALUMINIUM

Tableau 1 – Correspondance entre les désignations numériques et alphanumériques de l’aluminium et des alliages d’aluminium corroyés Désignation alphanumérique (NF A 02-004)

Série

Désignation numérique (NF A 02-104) (1)

1000 ( Al  99,00 )

1050 A 1070 A 1080 A 1090 1100 1199 1200 1370

A5 A7 A8 A9 A45 A99 A4 A5/L

2000 (Al-Cu)

2001 2011 2014 2017 A 2024 2030 2117 2218 2618 A

A-U6MGT A-U5PbBi A-U4SG A-U4G A-U4G1 A-U4Pb A-U2G A-U4N A-U2GN

3000 (Al-Mn)

3003 3004 3005

A-M1 A-M1G A-MG0,5

4000 (Al-Si)

4032 4043 4045 4343

A-S12UN A-S5 A-S10 A-S7

5005 5050 5056 A 5083 5086 5150 5251 5454 5754

A-G0,6 A-G1,5 A-G5M A-G4,5M A-G4MC A85-GT A-G2M A-G2,5M A-G3M

6000 (Al-Mg-Si)

6005 A 6060 6081 6082 6101 6181

A-SG0,5 A-GS A-SGM0,3 A-SGM0,7 A-GS/L A-SG

7000 (Al-Zn)

7020 7049 A 7051 7075

A-Z5G A-Z8GU A-Z3G2 A-Z5GU

5000 (Al-Mg)

(1) La lettre A indique que l’alliage présente une légère modification par rapport à la nuance normalisée par l’Aluminium Association.

Sous-revenu : revenu dont la durée est inférieure à celle qui procure le maximum de durcissement structural à la température de maintien effective. Sur-revenu : revenu dont la durée est supérieure à celle qui procure le maximum de durcissement structural à la température de maintien effective. Revenu étagé (double revenu) : revenu effectué en deux étapes successives à des niveaux différents de température. Recuit : traitement thermique ayant pour but d’adoucir un métal ou un alliage durci par écrouissage ou par trempe structurale. Recuit de recristallisation : chauffage d’un produit écroui à une température relativement élevée et pendant un temps approprié, afin d’obtenir une recristallisation homogène à grains fins conférant au produit un adoucissement maximal.

Recuit de précipitation : chauffage assez prolongé à température comprise entre la température de revenu et la température de mise en solution d’un produit trempé et mûri ou revenu, dans le but d’obtenir un adoucissement relativement important par évolution des précipités provenant des constituants de l’alliage. Traitement de restauration : traitement thermique d’un métal ou d’un alliage écroui ayant pour but d’abaisser ses propriétés de résistance mécanique à un niveau contrôlé (par exemple états 1/4 dur, 1/2 dur). Homogénéisation : traitement comportant un chauffage à température relativement élevée, appliqué à certains produits bruts de fonderie ou corroyés. Traitement de stabilisation : chauffage et maintien à température appropriée d’un produit dont les propriétés sont susceptibles d’évoluer dans le temps ou dans les conditions d’emploi, afin d’interdire ou de limiter cette évolution.

1.2.2 Désignation conventionnelle des états de livraison ou états métallurgiques 1.2.2.1 Cas des produits corroyés La désignation est fixée par la norme NF A 02-006. ■ États fondamentaux : on distingue cinq états fondamentaux symbolisés comme suit : F : état brut de livraison : ce symbole s’applique aux produits fabriqués par déformation plastique sans que soient particulièrement maîtrisés les taux de durcissement ou d’adoucissement par déformation ou traitement thermique éventuel. O : état recuit : c’est l’état le plus ductile. Il est généralement obtenu par le traitement dit de recuit, ce traitement n’étant suivi d’aucun écrouissage même par planage ou dressage. H : état écroui et éventuellement partiellement adouci : ce symbole s’applique aux produits durcis par déformation avec ou sans maintien ultérieur à une température suffisante pour provoquer un adoucissement partiel du métal. W : état trempé non stabilisé : c’est un état métallurgique instable : il s’applique aux alliages qui ont subi une mise en solution suivie de trempe et qui continuent d’évoluer à la température ambiante. T : état durci par traitement thermique : les traitements thermiques considérés sont des combinaisons de tout ou partie des traitements de mise en solution, trempe, maturation, revenu avec application éventuelle de déformations plastiques. ■ Subdivisions des états fondamentaux ● Subdivisions de l’état H : le symbole H est toujours suivi de deux chiffres et éventuellement de trois. — Signification du premier chiffre : H1 : état durci par déformation jusqu’au niveau visé de caractéristiques mécaniques, sans adoucissement ultérieur ; H2 : état durci par déformation et partiellement adouci : s’applique aux produits durcis par écrouissage jusqu’à un niveau supérieur au niveau visé, puis partiellement adoucis par maintien à une température appropriée ; H3 : état durci par déformation et stabilisé : s’applique aux alliages, qui, après avoir été durcis par écrouissage, sont susceptibles d’évoluer à la température ordinaire ou à leur température d’emploi et qui doivent donc être stabilisés par maintien à une température appropriée (cas des alliages Al-Mg de la série 5000). — Signification du deuxième chiffre : le deuxième chiffre correspond à la nuance de dureté et précise le niveau de résistance minimale à atteindre : • 2 : nuance quart-dure (états H12, H22, H32) ; • 4 : nuance demi-dure (états H14, H24, H34) ; • 6 : nuance trois quarts-dure (états H16, H26, H36) ; • 8 : nuance dure (états H18, H28, H38) ; • 9 : nuance extra-dure (états H19, H29, H39).

Toute reproduction sans autorisation du Centre français d’exploitation du droit de copie est strictement interdite. © Techniques de l’Ingénieur, traité Matériaux métalliques

M 1 290 − 3

TRAITEMENTS THERMIQUES DES ALLIAGES D’ALUMINIUM

____________________________________________________________________________________

— Autres nuances intermédiaires : les nuances intermédiaires entre les nuances ci-dessus à deuxième chiffre pair peuvent être utilisées et correspondent alors à une charge de rupture équidistante des charges de rupture relatives aux nuances voisines ; la nuance H11 (1/8 dure) correspond, par exemple, à une charge de rupture équidistante de celle de l’état O et celle de l’état 1/4 dur du H12. Remarques La nuance dure H18 correspond à la charge de rupture d’une tôle de 1 mm d’épaisseur obtenue par une réduction de section de 75 % par déformation à partir de l’état O. Les états H28 et H38 correspondent par définition à la même charge de rupture que l’état H18 : ils sont obtenus par une réduction de section supérieure à celle définie pour l’état H18, suivie d’un adoucissement (H28) ou d’une stabilisation (H38). — La nuance demi-dure (chiffre 4) correspond à une charge de rupture équidistance de la charge de rupture à l’état O et de la charge de rupture à l’état 8. — La nuance quart-dure (chiffre 2) et trois quarts-dure (chiffre 6) correspond dans les mêmes conditions à des états intermédiaires entre 0-4 et 4-8 respectivement. — La nuance extra-dure (chiffre 9) correspond à une nuance ayant une charge de rupture supérieure à celle définie pour l’état dur. — Signification du troisième chiffre : ce chiffre est en principe à la disposition du transformateur. Certains états sont normalisés : • état H111 : état recuit plané ou dressé dont les caractéristiques mécaniques peuvent être légèrement différentes de celles de l’état O; • état H112 : état de produits légèrement écrouis soumis à des exigences particulières de caractéristiques mécaniques (s’applique surtout aux produits planés ou dressés dont les caractéristiques mécaniques spécifiées ne sont pas celles de l’état O) ; • états H311 et 321 : correspondent à des états un peu moins durs que les états H31 et H32 respectivement (s’appliquent aux alliages Al-Mg à plus de 4 % de Mg) ; • états H323 et H343 : s’appliquent aux alliages Al-Mg à plus de 4 % de Mg transformés dans des conditions qui confèrent une résistance satisfaisante à la corrosion sous tension. ● Subdivisions de l’état T : le symbole T est toujours suivi de un ou plusieurs chiffres dont la signification est donnée par le tableau 2.

La possibilité ou non d’effectuer ce dernier type de traitement permet d’ailleurs de classer les alliages d’aluminium en deux grandes catégories, à savoir : — les alliages susceptibles de durcissement structural qui, après trempe, voient leur dureté et leur résistance mécanique augmenter par maturation ou /et revenu : ce sont essentiellement les alliages des familles 6000 [Al-Si-Mg], 2000 [Al-Cu] et 7000 [Al-Zn] ; — les alliages non susceptibles de durcissement structural pour lesquels les modifications précédemment énoncées ne sont pas notables : ce sont l’aluminium non allié, les alliages des familles 3000 (Al-Mn) et 5000 (Al-Mg). (0)

Tableau 2 – Produits corroyés : symboles respectifs des différents traitements correspondant à l’état T (état durci par traitement thermique) Traitements de base (1)

Traité thermiquement avec mise en solution séparée

      

Sans écrouissage

Traité thermiquement sans mise en solution séparée

    

Sans écrouissage

Avec écrouissage

Avec écrouissage

Symbole

  

Mûri Revenu Sur-revenu Mûri  Écroui  Revenu   Revenu et écroui

T4 T6 (2) T7 T3 T8 T9

Mûri Revenu  Revenu et écroui Mûri   Écroui  Revenu

T1 T5 T10 T11 T12



(1) Traitements de relaxation : ces traitements sont symbolisés par le chiffre 5 placé en deuxième ou troisième position. À ce chiffre sont associées trois subdivisions (1, 2, 3) correspondant aux définitions ci-après : • TX51 : relaxation par traction ; • TX52 : relaxation par compression ; • TX53 : relaxation par traitement thermique. (2) Un second chiffre associé correspond à des états déterminés : • T61 : revenu peu poussé afin de conserver une ductilité plus grande que celle de l’état revenu normal : revenu doux ; • T66 : revenu procurant une résistance mécanique plus élevée que celle à l’état revenu normal : revenu dur.

(0)

1.2.2.2 Cas des produits moulés La désignation est fixée par la norme NF A 02-002. Les produits moulés sont désignés par la lettre Y suivie de deux chiffres : le premier indiquant le mode d’obtention, le second le traitement thermique. Le tableau 3 résume les différents états.

1.3 Principaux types de traitements thermiques Les traitements thermiques appliqués aux alliages d’aluminium peuvent être classés en trois types principaux : — les traitements dits d’homogénéisation généralement pratiqués sur les produits coulés avant leur transformation ou également sur les produits déjà corroyés ; — les traitements d’adoucissement par recuit ou restauration, généralement appliqués en cours ou en fin de transformation ; — les traitements de trempe structurale comprenant : • une mise en solution, • une trempe, • une maturation ou /et un revenu produisant le durcissement.

M 1 290 − 4

Tableau 3 – Désignation des modes d’obtention et des états de livraison des produits moulés Mode d’obtention

Traitement thermique

Non défini .........................................Y0 Lingot ................................................Y1  Sable...........................Y2  Coquille ......................Y3  Sous pression ............Y4 Pièces moulées  Par frittage..................Y5  Coulée continue.........Y7  Centrifugation ............Y8 Suivant prescription ........................Y9

Aucun traitement ou non spécifié ............ 0 Recuit ............................... 1 Trempé............................. 2 Trempé et revenu............ 3 Trempé et mûri ............... 4 Stabilisé ........................... 5 Trempé et stabilisé ......... 6 Suivant prescription ....... 9

Exemple : •

•

Y23 : pièce moulée en sable, trempée et revenue ; Y40 : pièce moulée sous pression, sans traitement.

Toute reproduction sans autorisation du Centre français d’exploitation du droit de copie est strictement interdite. © Techniques de l’Ingénieur, traité Matériaux métalliques

____________________________________________________________________________________ TRAITEMENTS THERMIQUES DES ALLIAGES D’ALUMINIUM

2. Traitements thermiques d’homogénéisation Les traitements dits d’homogénéisation consistent à maintenir à une température assez élevée (le plus souvent entre 450 et 610 oC) et pendant des temps prolongés (en général durant 6 à 48 h) les plaques ou billettes coulées, afin de faciliter leur transformation ou d’améliorer les propriétés des produits obtenus [31] [32]. Ces traitements ont pris depuis ces dernières années une ampleur considérable, si bien qu’à l’heure actuelle ils sont extrêmement répandus et tendent à se généraliser non seulement dans le cas des alliages d’aluminium mais également dans le cas de l’aluminium non allié.

2.1 Phénomènes métallurgiques Le terme homogénéisation est parfois impropre car, si certains alliages tendent vers un état homogène sous l’effet d’un chauffage prolongé, il n’en est pas de même pour tous (cas, par exemple, des alliages Al-Mn). Néanmoins, cette dénomination est entrée dans l’usage et il semble difficile d’en proposer une meilleure. Les effets de l’homogénéisation peuvent être plus ou moins complexes suivant l’alliage auquel ils s’appliquent et également suivant les conditions de coulée de cet alliage. D’une façon générale, plusieurs types d’évolution aisément observables dans les alliages d’aluminium peuvent être retenus à savoir : — la dissolution de phases intermétalliques en excès ; — le nivellement des concentrations dans la solution solide ; — la coalescence de phases intermétalliques déjà présentes ; — la précipitation de nouvelles phases intermétalliques.

2.1.1 Dissolution de phases intermétalliques en excès et homogénéisation de la solution solide Dans un produit coulé avec refroidissement rapide, il existe souvent un excès de phases intermétalliques par rapport à la proportion correspondant à l’équilibre. Un des premiers effets favorables de l’homogénéisation sera de rapprocher l’alliage de l’état d’équilibre et de dissoudre les phases intermétalliques en excès. De même, ce traitement entraînera, par diffusion, un nivellement des concentrations dans la solution solide. Ces deux effets, dissolution des phases intermétalliques en excès et nivellement des concentrations dans la solution solide, correspondent bien à la dénomination homogénéisation ; on conçoit en outre qu’ils aient une influence bienfaisante sur la plasticité de l’alliage. Les études effectuées récemment à l’aide de la microsonde permettent d’obtenir des renseignements utiles à cet égard [33]. La figure 1 montre, à titre d’exemple, l’influence d’un traitement d’homogénéisation de 24 h à 590 oC effectué sur aluminium non allié de type 1200 (avec Si = 0,12 %) et obtenu par coulée continue. La distribution du silicium a été déterminée à la microsonde sur une trajectoire linéaire à travers plusieurs branches de dendrites. À l’état brut de coulée (figure 1a ), on observe une ségrégation importante du silicium dans les espaces intergranulaires : la teneur en silicium est en effet très basse au cœur des dendrites. Par un traitement d’homogénéisation de 24 h à 590 oC au contraire, le silicium diffuse vers l’intérieur des dendrites et on assiste effectivement à une redistribution de cet élément allant dans le sens d’une homogénéisation. En ce qui concerne l’influence d’un tel t r a i t e m e n t s u r l a d i s t r i b u t i o n d u f e r, i l s e r a m o n t r é ultérieurement (§ 2.2.2) que le mécanisme est totalement différent.

Figure 1 – Influence d’un traitement d’homogénéisation sur la distribution du silicium dans l’aluminium 1200

Dans le cas des alliages d’aluminium, on peut assister également à des effets spectaculaires des traitements d’homogénéisation sur leur structure et également, par voie de conséquence, sur leurs propriétés. Exemple : la figure 2 montre les résultats obtenus sur un alliage 2014 industriel également élaboré par coulée continue. À gauche de la figure sont reproduites les images de rayonnement X de distribution du cuivre, obtenues par balayage à la microsonde. Sur ces images, l’intensité est en chaque point proportionnelle à l’intensité du rayonnement X, donc à la concentration en cuivre. À droite de la figure sont reproduits les résultats d’une série d’analyses ponctuelles effectuées suivant une coupe à travers un grain. On constate qu’à l’état brut de coulée, la majorité du cuivre est rassemblée dans les espaces interdendritiques sous forme de précipités Al2Cu et Al-Cu-Mg-Si, si bien que la teneur à l’intérieur du grain est très faible. Après une homogénéisation de 12 h à 490 oC, on observe qu’une partie importante des composés intermétalliques est mise en solution et que, par suite, la teneur en cuivre au cœur des dendrites est voisine de 4 %.

2.1.2 Coalescence de phases intermétalliques déjà présentes. Précipitation de nouvelles phases intermétalliques Dans le cas des traitements effectués à haute température (570 à 630 o C par exemple), on pourra observer une dissolution d’éléments dont la solubilité ne devient appréciable qu’à haute température, ou au contraire la coalescence de phases intermétalliques peu solubles et même la précipitation de nouvelles phases intermétalliques. Dans ce cas, le terme homogénéisation est bien impropre, il vaudrait mieux parler en effet de traitement d’hétérogénéisation.

Toute reproduction sans autorisation du Centre français d’exploitation du droit de copie est strictement interdite. © Techniques de l’Ingénieur, traité Matériaux métalliques

M 1 290 − 5

TRAITEMENTS THERMIQUES DES ALLIAGES D’ALUMINIUM

____________________________________________________________________________________

Il semble par exemple, à la suite d’observations récentes, dans le cas de l’aluminium commercial ou des alliages industriels, que l’on trouve toujours à l’état coulé une matrice d’aluminium sursaturée en fer. Les traitements thermiques ultérieurs à la coulée conduiront donc le plus souvent à une précipitation de phase type Al3Fe et à leur coalescence. Dans certains alliages tels que les alliages d’aluminiummanganèse contenant également du fer ou du silicium, ou les deux éléments, un chauffage à haute température déterminera non seulement la coalescence de phases intermétalliques déjà présentes, mais encore la précipitation de phases intermétalliques ternaires ou quaternaires sous une forme pouvant être relativement grossière. La figure 3 donne un exemple de cet effet observé à la microsonde dans le cas de l’alliage industriel 3003. À gauche sont reproduites les images électroniques obtenues avec un balayage à la microsonde et en mesurant non plus l’intensité du rayonnement X mais l’intensité du courant absorbé par l’échantillon (absorption croissant avec le numéro atomique) ; on obtient ainsi une image agrandie de la surface de l’échantillon, dans laquelle apparaissent avec des contrastes différents les zones de numéros atomiques différents. À l’état brut de coulée, on observe à l’intérieur des grains, du fait de la solidification rapide lors de la coulée, une solution homogène renfermant 0,8 % environ de manganèse. Dans les espaces interdendritiques, on retrouve l’excès de manganèse sous forme de constituants intermétalliques de type Al6Mn. Après un chauffage à 600 oC, la teneur en manganèse en solution tombe à 0,55 % environ, ce qui se traduit par une précipitation dispersée au cœur des dendrites et ce qui prouve qu’il y avait sursaturation en manganèse à l’état coulé ; on observe également par ailleurs un effet de globulisation dans les espaces interdendritiques.

2.1.3 Traitements complexes Dans certains cas, des traitements de double homogénéisation à deux paliers de température peuvent être pratiqués : un premier traitement est effectué à haute température (570 à 600 oC par exemple) et est suivi d’un traitement à plus basse température (450 à 500 oC) afin de créer une précipitation fine et abondante qui permettra ensuite de ralentir la croissance du grain de recristallisation. Nota : de tels traitements sont pratiqués par exemple sur l’alliage 3003 [34].

2.2 Répercussion sur les propriétés de l’aluminium et ses alliages 2.2.1 Aluminium non allié : influence sur l’anisotropie des tôles destinées à l’emboutissage L’homogénéisation des plaques d’aluminium de pureté commerciale sert fréquemment à améliorer l’isotropie des tôles destinées à l’emboutissage profond (article Aptitude à l’emboutissage des tôles minces [M 695] dans le présent traité). Après laminage sur train continu, la tendance aux cornes à 90o est généralement excessive. L’homogénéisation qui accroît la tendance aux cornes à 45o est un bon correctif [35]. La figure 4 montre, à titre d’exemple, l’influence de la durée de l’homogénéisation à 570 oC sur la hauteur des cornes à l’emboutissage profond de l’aluminium 1200 recuit à 500 oC. On remarque que la tendance aux cornes à 90o diminue à peu près linéairement avec la durée de l’homogénéisation, ainsi d’ailleurs qu’avec le taux d’écrouissage exceptionnellement défini ici par le paramètre :

Figure 2 – Influence d’un traitement d’homogénéisation sur la distribution du cuivre dans un alliage 2014

Les effets de l’homogénéisation et de l’écrouissage sont à peu près additifs : par exemple, dans le cas donné sur la figure 4, on peut dire que 24 h d’homogénéisation à 570 oC équivalent grossièrement à 100 % d’écrouissage. En effet, on voit que, dans le cas d’un écrouissage de 100 %, il faudra appliquer une homogénéisation de 48 h à 570 oC, alors que dans le cas d’un écrouissage de 200 %, une durée d’homogénéisation de 24 h à la même température sera suffisante. Dans la pratique, les effets combinés de l’homogénéisation et de l’écrouissage sont appliqués dans certaines usines pour la fabrication des tôles en aluminium 1200 ou 1050 destinées à l’emboutissage: il suffit de choisir convenablement la durée d’homogénéisation en fonction de l’écrouissage prévu pour obtenir une bonne isotropie à l’emboutissage.

E–e -------------- × 100 e avec

E e

épaisseur initiale, épaisseur après écrouissage.

M 1 290 − 6

Toute reproduction sans autorisation du Centre français d’exploitation du droit de copie est strictement interdite. © Techniques de l’Ingénieur, traité Matériaux métalliques

____________________________________________________________________________________ TRAITEMENTS THERMIQUES DES ALLIAGES D’ALUMINIUM

Figure 4 – Influence de l’homogénéisation sur la hauteur moyenne des cornes à l’emboutissage de l’aluminium 1200

pour effet d’entraîner une précipitation très fine des plaquettes de phase Al3Fe, qui diminue la sursaturation en fer et est donc bénéfique pour augmenter la conductivité électrique. En revanche, un traitement à température élevée (550 à 640 oC par exemple) est nettement moins bénéfique parce qu’il entraîne une précipitation de la phase Al3Fe sous forme de plaquettes plus grossières et moins nombreuses, et la teneur en fer entre ces plaquettes reste voisine de la limite de solubilité de cet élément à la température considérée [36].

Figure 3 – Influence d’un traitement d’homogénéisation sur la distribution du manganèse dans un alliage 3003

2.2.2 Aluminium conducteur : amélioration de la conductivité électrique L’homogénéisation avant filage de billettes destinées à la fabrication de fils conducteurs permet d’améliorer d’une façon importante la conductivité électrique du métal. Exemple : la conductivité relative d’un fil de 3 mm de diamètre, tréfilé à partir d’une ébauche filée de 9,5 mm de diamètre par rapport à celle du cuivre (% IACS), passe de 61 % (ce qui correspond à une résistivité de 2,826 × 10– 8 Ω · cm) si la billette n’est pas homogénéisée a v a n t fi l a g e à p l u s d e 6 2 % ( r é s i s t i v i t é c o r r e s p o n d a n t e : 2,781 × 10 – 8 Ω · cm) si la billette a subi avant filage un traitement d’homogénéisation à une température de l’ordre de 400 à 500 oC. Nota : d’une façon générale, la conductivité électrique d’un métal ou d’un alliage s’exprime en pourcentage de la conductivité du cuivre recuit de résistivité égale à 1,724 1 × 10–8 Ω · cm à 20 oC (International Annealed Cooper Standard ou IACS). Cette valeur est la plus couramment utilisée, aussi bien en France qu’à l’étranger.

Ce phénomène est dû au fait qu’à l’état brut de coulée, la teneur en fer au cœur des dendrites est supérieure à la limite de solubilité du fer dans l’aluminium. Aussi, un traitement vers 400 à 500 oC a-t-il

2.2.3 Alliage 3003 : diminution de la grosseur du grain de recristallisation L’alliage industriel 3003 contient, outre 1 % de manganèse, des additions volontaires dont le fer fait partie en général et des impuretés dont la principale est le silicium. L’homogénéisation des plaques coulées réduit considérablement la tendance au grossissement du grain durant le recuit final des tôles et, en particulier, dans le cas des recuits effectués avec une faible vitesse de montée en température.

2.2.4 Alliages de filage destinés à la décoration et à l’architecture Les améliorations les plus marquantes apportées aux alliages de filage destinés à la décoration ou à l’architecture sont dues à la mise en application à l’échelle industrielle des traitements d’homogénéisation [37] 2.2.4.1 Cas des alliages Al-Mg-Si du type 6060 À l’état brut de coulée, ces alliages présentent une structure dendritique nette avec de nombreuses plages interdendritiques renfermant les phases Al-Fe-Si, Al 3 Fe et Mg 2 Si ; quelques constituants primaires sont, de plus, visibles au cœur des dendrites.

Toute reproduction sans autorisation du Centre français d’exploitation du droit de copie est strictement interdite. © Techniques de l’Ingénieur, traité Matériaux métalliques

M 1 290 − 7

TRAITEMENTS THERMIQUES DES ALLIAGES D’ALUMINIUM

____________________________________________________________________________________

Un traitement d’homogénéisation dans le domaine de températures 560 à 595 oC apporte de profondes corrections à cette structure : — tout d’abord, il modifie assez profondément la répartition des éléments d’alliage : on observe, d’une part, la dissolution des particules de Mg2Si et la transformation des constituants Al-Fe-Si en Al3Fe et, d’autre part, l’homogénéisation de la matrice, c’est-à-dire la disparition des ségrégations de magnésium et de silicium. La teneur en fer dans l’aluminium, proche de la saturation, n’évolue presque pas ; — ensuite, il modifie la morphologie des composés insolubles riches en fer : ces composés globulisent, puis grossissent par coalescence. Les premières heures de traitement (4 à 6 h) suffisent à dissoudre parfaitement la phase Mg 2 Si, à homogénéiser très bien le magnésium et assez bien le silicium et à faire globuliser les composés riches en fer. Une prolongation de l’homogénéisation ne fait qu’accentuer lentement la globulisation et parfaire l’homogénéité du silicium. Mais suivant la vitesse du refroidissement après homogénéisation, c’est-à-dire suivant la vitesse à laquelle on traverse le domaine de précipitation de la phase Mg2Si en solution solide dans l’aluminium, on peut observer ou non l’apparition de précipités de Mg 2Si à l’intérieur des dendrites et dans les espaces interdendritiques : ils sont alors d’autant plus abondants et grossiers que le refroidissement est plus lent. Par suite de ces modifications structurales profondes, on conçoit que l’homogénéisation ait une influence très nette sur les propriétés de l’alliage. Tout d’abord, du fait de l’amélioration de la plasticité, l’alliage peut être filé à très grande vitesse, ce qui permet d’atteindre des taux de productivité élevés. D’une manière concomitante, l’accroissement des échauffements résultant des vitesses de filage élevées rend la trempe à la sortie de la filière plus efficace, et il devient possible de filer à partir de billettes moins chaudes ; les états de surfaces sont très nettement améliorés et les vitesses de filage admissibles, sans collages ou arrachements de l’alliage dans la filière, sont beaucoup plus élevées. Exemple : c’est ainsi que les alliages type 6060 destinés à la menuiserie métallique et qui reçoivent actuellement un très grand développement sous forme de profilés obtenus par filage sont systématiquement homogénéisés après coulée et donc avant filage. L’homogénéisation effectivement réalisée consiste en un traitement de plusieurs heures (4 à 12 h en général) à une température comprise entre 540 et 590 oC : le choix de la température dépend d’ailleurs en partie de la brillance que l’on désire obtenir sur le profilé après son traitement par oxydation anodique, une température d’homogénéisation élevée (au voisinage de 580 à 590 oC) tendant à donner un aspect brillant alors qu’une température plus basse (au voisinage de 550 à 565 oC) donne un aspect plus mat. Dans de telles conditions, un alliage 6060 de composition : Mg = 0,45 %, Si = 0,37 % peut, grâce à l’homogénéisation préalable, être filé à des vitesses comprises entre 60 et 140 m/min dans le cas de profilés ouverts (ou pleins) et entre 35 et 50 m/min dans le cas de profilés tubulaires (ou creux), et cela en effectuant le réchauffage des billettes à une température de l’ordre de 440 à 460 oC (dans le premier cas) ou de 450 à 470 oC (dans le deuxième cas) de façon à assurer une température de sortie du profilé d’au moins 500 oC. Après refroidissement à l’air soufflé à la sortie de la filière (afin d’assurer une vitesse de refroidissement supérieure à 60 o C / min) et traitement de revenu de 8 h à 175 oC par exemple, les profilés présentent les caractéristiques mécaniques moyennes ci-après (état T5) : Rp 0,2 = 150 MPa, R = 190 MPa, A = 17 %

M 1 290 − 8

Des caractéristiques plus élevées peuvent être obtenues en utilisant des alliages type 6060 plus chargés en magnésium et silicium, mais ce gain est obtenu au détriment de la vitesse de filage, qui reste néanmoins encore très appréciable. Par exemple, un alliage type 6060 avec Mg = 0,75 %, Si = 0,57 % peut se filer à une vitesse de l’ordre de 40 m/min (cas des profilés ouverts) ou de 20 m/min (cas des profilés fermés) et présenter, dans le même état T5, les caractéristiques de traction moyennes ci-après : Rp 0,2 = 230 MPa, R = 250 MPa, A = 12 % 2.2.4.2 Cas des alliages Al-Si à teneur élevée en silicium (2,5 à 5 %) Les alliages de ce type ont reçu un certain développement dans les applications décoratives lorsque des teintes échelonnées du gris clair au noir sont recherchées. Ces teintes grises sont obtenues par anodisation en bain classique d’acide sulfurique. Les couches d’oxydes ont l’avantage de présenter des colorations particulièrement solides à la lumière et d’assurer une bonne protection contre la corrosion. Les teintes dépendent de la teneur en silicium, de l’épaisseur des couches d’oxydes, des conditions de transformation, mais elles sont surtout remarquablement influencées par tous les traitements thermiques et, en particulier, par les traitements d’homogénéisation qui mettent en solution une grande partie des précipités d’eutectiques Al-Si et permettent ainsi d’obtenir, après filage et anodisation, des teintes gris clair (alors que si l’alliage n’avait pas été homogénéisé, on aurait obtenu des teintes gris foncé).

2.2.5 Alliages d’aluminium à haute résistance Les traitements d’homogénéisation sur les différents alliages des familles Al-Cu de la série 2000 et Al-Zn-Mg (Cu) de la série 7000 ont des effets importants par suite de la dissolution des différentes phases eutectiques formées à la solidification (Al2Cu, Al2CuMg, Mg2Si, MgZn2 , etc.) tout en conservant les phases peu solubles du type Al3Fe, Al6Mn, etc. Les effets les plus significatifs sont : — l’augmentation de la ductilité, c’est-à-dire de l’importance de déformation que peut subir l’alliage avant de se rompre ; cette amélioration est d’autant plus importante que l’alliage est plus chargé en éléments d’addition et contient une fraction volumique plus élevée de phases eutectiques ; — la diminution de la résistance à la déformation (ou de la contrainte d’écoulement du métal) et donc des efforts pour déformer le métal ; — la diminution de la température de recristallisation ; — l’amélioration de l’isotropie des caractéristiques mécaniques. ■ Amélioration de l’aptitude à la déformation : les traitements d’homogénéisation améliorent l’aptitude à la déformation à chaud de tous les alliages corroyés tels que 6081, 6082, 2017, 2014, 2024, 7020, 7075, 7049, etc., ce qui se traduit par une diminution des pressions de filage et une augmentation des vitesses de déformation admissibles (ces dernières peuvent se trouver augmentées de 20 à 30 % et parfois même plus). En forgeage, matriçage, laminage, les produits préalablement homogénéisés présentent également un meilleur comportement (meilleurs états de surface : absence de criques par exemple). Ces effets sont évidemment à relier au nivellement des concentrations dans la solution solide. ■ Diminution de la température de recristallisation : un autre effet de l’homogénéisation est d’abaisser la température de recristallisation des alliages corroyés lors de leur déformation à chaud ou lors du traitement thermique de mise en solution. Cela est mis en évidence par la figure 5 dans le cas d’un alliage Al-Si-Mg du type 6081 et 6082. On voit que plus l’homogénéisation est réalisée à température élevée, plus la température de recristallisation du produit filé est basse. On constate également que la température de recristallisation augmente avec la quantité de manganèse et la présence de zirconium.

Toute reproduction sans autorisation du Centre français d’exploitation du droit de copie est strictement interdite. © Techniques de l’Ingénieur, traité Matériaux métalliques

____________________________________________________________________________________ TRAITEMENTS THERMIQUES DES ALLIAGES D’ALUMINIUM

Figure 5 – Influence de la température d’homogénéisation sur la température de recristallisation d’un méplat obtenu par filage à 460 oC (rapport de filage : 40)

Cet abaissement du seuil de recristallisation n’est pas toujours avantageux : dans les produits filés en alliages à haute résistance, l’homogénéisation risque de déclencher une recristallisation indésirable avec diminution ou suppression de l’effet de presse [38]. Nota : effet de presse ou Presseffekt : effet sur les propriétés à la traction de l’orientation préférentielle imposée par le filage. Cet effet, que l’on rencontre sur la plupart des métaux, se traduit par une augmentation importante des propriétés mécaniques (limite d’élasticité et charge de rupture) qui atteignent, dans le sens du filage, des valeurs très supérieures à celles obtenues par corroyage et par laminage. L’effet de presse est détruit, en particulier, par la recristallisation de l’alliage lors du traitement de mise en solution.

Exemple : la figure 6 illustre, dans le cas de l’alliage 2014, l’influence d’un traitement d’homogénéisation de 24 h à 500 oC avant filage sur les caractéristiques mécaniques de traction et cela en fonction de la température de filage. On observe que les caractéristiques, à l’état T6 par exemple, peuvent varier de : Rp 0,2 = 430 MPa, R = 540 MPa, A = 12 % si l’alliage a conservé l’effet de presse et présente donc une texture non recristallisée, à : Rp 0,2 = 340 MPa, R = 460 MPa, A = 17 % si l’alliage a perdu l’effet de presse par suite de la recristallisation. Or, la diminution de la température de filage, ainsi que la présence d’un traitement d’homogénéisation avant filage, sont des facteurs qui favorisent l’apparition d’une texture recristallisée entraînant la diminution ou la suppression de l’effet de presse. ■ Amélioration de l’isotropie des caractéristiques mécaniques Le traitement d’homogénéisation a également pour effet de diminuer l’anisotropie des caractéristiques dans les différentes directions de prélèvement : ce phénomène est surtout bénéfique dans le cas des produits épais ne subissant qu’un faible taux de corroyage (cas par exemple des pièces forgées ou matricées de forte section).

Figure 6 – Influence de l’homogénéisation et de la température de filage sur les caractéristiques mécaniques de traction de l’alliage 2014 à l’état T4 et à l’état T6

2.3 Pratique des traitements d’homogénéisation La durée du traitement d’homogénéisation est généralement fonction de la section des produits, qui elle-même est souvent en relation avec l’importance des ségrégations et sursaturations présentes à l’état brut de coulée. Les durées habituelles sont de l’ordre de 5 à 48 h et donc d’autant plus longues que la section du produit est plus importante. Il faut distinguer à ce sujet le temps nécessaire pour atteindre la température effective d’homogénéisation (variable suivant les dimensions et la forme du produit, la charge des fours, leur conception et leur puissance) du temps de séjour à la température désignée : c’est le temps de séjour à la température d’homogénéisation qui doit être considéré comme seul efficace. Les températures d’homogénéisation dépendent essentiellement de la nature des alliages et également du but recherché. Les températures le plus généralement appliquées sont les suivantes : — aluminium conducteur : 450 à 500 oC ; — alliage 3003 : 580 à 630 oC ; — alliages 6000 du type 6060 : 540 à 590 oC ; — alliages 6000 du type 6081 ou 6082 : 525 à 550 oC ; — alliage 2017 A : 480 à 500 oC ; — alliages 2024 et 2011 : 475 à 495 oC ; — alliage 2014 : 485 à 505 oC ; — alliages 2618 A et 2219 : 485 à 535 oC ; — alliages 7000 du type Al-Zn-Mg-Cu (7075 et 7049 A par exemple) : 440 à 470 oC ; — alliages 7000 du type Al-Zn-Mg (7020 par exemple) : 420 à 550 oC ; — alliages 5000 : • Mg  2 % : 520 à 600 oC, • 2 < Mg  4,5 % : 510 à 550 oC, • Mg > 4,5 % : 490 à 530 oC.

Toute reproduction sans autorisation du Centre français d’exploitation du droit de copie est strictement interdite. © Techniques de l’Ingénieur, traité Matériaux métalliques

M 1 290 − 9

TRAITEMENTS THERMIQUES DES ALLIAGES D’ALUMINIUM

____________________________________________________________________________________

3. Traitements thermiques d’adoucissement par restauration ou recuit Ces traitements ont pour but principal d’améliorer ou de régénérer la plasticité d’un alliage donné.

3.1 Phénomènes métallurgiques 3.1.1 Durcissement par écrouissage L’écrouissage d’un métal ou alliage a pour effet d’augmenter sa dureté et sa résistance mécanique (résistance à la rupture et limite d’élasticité) mais, en contrepartie, de diminuer sa plasticité, c’est-à-dire son allongement à la rupture et son aptitude à la déformation. La figure 7 donne, à titre d’exemple, l’influence du taux d’écrouissage sur les caractéristiques mécaniques de traction d’alliages non susceptibles de durcissement structural (aluminium non allié et alliages du type Al-Mn et Al-Mg). Nota : on rappelle que le taux d’écrouissage est normalement défini par le paramètre : [(E – e )/E ] × 100 avec E épaisseur initiale, e épaisseur après écrouissage.

On constate que l’écrouissage a un effet plus important, en particulier si l’on considère la limite d’élasticité, sur les alliages Al-Mg qui contiennent une grande quantité de magnésium en solution solide que sur les alliages Al-Mn qui, au contraire, ont une grande partie du manganèse hors solution sous forme de fines particules de phase Al-Mn dispersées dans la matrice. Dans le cas des alliages susceptibles de durcissement structural, les effets de l’écrouissage sont sensiblement du même ordre : pour l’état T4 en particulier, la limite d’élasticité augmente très rapidement en fonction de l’écrouissage ; pour l’état T6, l’accroissement relatif des caractéristiques en fonction de l’écrouissage est plus faible. L’examen macrographique d’un alliage écroui révèle une texture orientée (article Texture et anisotropie des matériaux [M 605] dans le présent traité) : cette orientation d’ensemble est le résultat d’un morcellement des grains d’origine, la déformation plastique accentuant ce morcellement et cette orientation de façon d’autant plus marquée que le taux d’écrouissage est plus élevé.

3.1.2 Phénomènes d’adoucissement Lorsque l’on fait subir à un alliage écroui des chauffages à différentes températures pendant des temps variables, on obtient après refroidissement un alliage plus ou moins adouci. La figure 8 donne, à titre d’exemple, l’évolution des caractéristiques mécaniques, et en particulier de la dureté, dans le cas d’une tôle en alliage 5754 de 1,6 mm d’épaisseur, écrouie de 150 %, ayant subi des chauffages de 155 à 350 oC durant des temps variables [17]. On constate (figure 8) que chaque courbe du réseau obtenu présente trois zones bien distinctes : — le premier tronçon de chaque courbe (tronçon supérieur) affecte une faible pente : ce tronçon est d’autant plus court que la température est plus élevée. Il correspond au traitement dit de restauration au cours duquel le motif et l’orientation de l’état écroui sont sensiblement conservés. Au fur et à mesure que la température et la durée de chauffage augmentent, un perfectionnement du réseau s’opère, mais sans grossissement sensible des cristallites de morcellement, celles-ci évoluant vers une texture de sous-grains,

M 1 290 − 10

Figure 7 – Influence de l’écrouissage sur les caractéristiques mécaniques de traction de l’aluminium 1200 et des alliages 3003, 5050 et 5052 (d’après [45])

d’abord imparfaite, mais se perfectionnant progressivement, tout en gardant sensiblement le motif et l’orientation de l’état écroui. La charge de rupture et la limite d’élasticité diminuent en même temps que l’allongement à la rupture et la plasticité augmentent. Cet adoucissement est d’autant plus complet que la température s’élève ou que la durée du traitement croît ; — le deuxième tronçon, de pente nettement plus forte, apparaît pour chaque température au-delà d’un certain temps d’autant plus court que la température est plus élevée. À ce stade, il y a apparition progressive et visible de nouveaux cristaux d’orientation nettement différente de celle des motifs d’écrouissage. Ces nouveaux cristaux se développent au travers des précédents. Cette phase correspond à la recristallisation partielle. Si le traitement se prolonge, ou encore si la température s’élève, ces nouveaux grains, petits à leur apparition, croissent rapidement, envahissent progressivement toute la structure et finissent par se substituer totalement au motif de l’état écroui ; — le troisième tronçon, de pente sensiblement nulle, correspond à la recristallisation complète. C’est l’aboutissement du processus défini précédemment : les nouveaux cristaux ayant envahi la totalité de la structure qui est entièrement recristallisée, le métal se trouve alors dans l’état dit recuit. L’examen des courbes de la figure 8 montre que le terme température de recristallisation est dépourvu de sens si l’on ne précise pas la durée du traitement. En effet, dans le cas présent, une recristallisation complète peut être obtenue aussi bien en 3 h à 280 oC qu’en moins de 1 min à 350 oC. D’une façon générale, les traitements susceptibles de régénérer la plasticité d’un alliage préalablement écroui peuvent se classer en deux groupes : d’une part, les recuits de restauration et, d’autre part, les recuits de recristallisation.

Toute reproduction sans autorisation du Centre français d’exploitation du droit de copie est strictement interdite. © Techniques de l’Ingénieur, traité Matériaux métalliques

____________________________________________________________________________________ TRAITEMENTS THERMIQUES DES ALLIAGES D’ALUMINIUM

Figure 8 – Courbes isothermes d’adoucissement de l’alliage 5754

3.2 Traitements de restauration

3.2.2 Avantages des traitements de restauration

3.2.1 Différents types de traitements de restauration

Les traitements de restauration présentent plusieurs avantages essentiels : — au cours de la restauration, il n’y a pas, par définition, de recristallisation et, par conséquent, les risques de recristallisation grossière qui seront vus plus loin (§ 3.3.2 à 3.3.4) sont inexistants, ce qui est d’un intérêt essentiel pour les mises en forme ultérieures ; — à égalité de résistance mécanique, la plasticité est meilleure sur métal restauré que sur métal écroui. La figure 11 traduit très nettement cette propriété dans le cas de l’aluminium 1050 A laminé, en chiffrant la plasticité soit par les allongements à la rupture, soit par des flèches admissibles à l’emboutissage. Les avantages de cette propriété sont évidents chaque fois que des opérations de mise en forme sont envisagées [40] [41] [42].

Les traitements de restauration correspondent à un perfectionnement du réseau du métal écroui. Ce perfectionnement est d’autant plus important qu’il est effectué à une température inférieure à celle du seuil de recristallisation. Par ailleurs, la figure 8 a montré que, pour un alliage donné, il était essentiellement fonction de la température et de la durée du traitement. Dans la pratique industrielle, deux types de traitements sont essentiellement utilisés pour obtenir les états restaurés, à savoir : — les traitements de courte durée (quelques minutes) généralement effectués dans des fours à passage : ces traitements consistent alors en des chauffages rapides à température relativement voisine de celle de la recristallisation, avec tolérances faibles de temps et de température ; — les traitements de longue durée (quelques heures) consistant en un chauffage à température plus basse que précédemment, mais avec des tolérances assez grandes de temps. Les figures 9 et 10 donnent, à titre d’exemple, l’influence de traitements de restauration sur les caractéristiques mécaniques de traction d’un alliage 5754 renfermant 2,8 % de magnésium et 0,5 % de manganèse : la figure 9, relative à des traitements de courte durée effectués normalement dans des fours à passage, concerne des tôles de 2,2 mm d’épaisseur obtenues avec un écrouissage de 85 %. La figure 10 est relative au même alliage sous forme de tôles de 1,8 mm d’épaisseur, obtenues avec un écrouissage de 135 %, mais correspond à des traitements de longue durée pouvant donc être effectués dans des fours dormants. Ces courbes montrent que par des traitements de quelques minutes aux températures inférieures à 275 oC (figure 9) ou de quelques heures aux températures inférieures à 225 oC (figure 10), il est possible de réaliser des recuits dont les résultats sont reproductibles. Lorsqu’on dépasse ces températures, la recristallisation intervient et les fluctuations de température entraînent des variations plus importantes des caractéristiques.

3.2.3 Inconvénients éventuels des traitements de restauration Les traitements de restauration présentent deux caractères qui peuvent parfois se révéler gênants : — ils ne permettent pas des adoucissements beaucoup supérieurs à 40 % ou, dans les cas les plus favorables, à 50 %, ce qui exclut d’obtenir toutes les qualités à partir d’une seule nuance écrouie ; — ils ne changent pas la texture d’orientation du produit (l’orientation préférentielle de l’état écroui étant conservée : (§ 3.1.2) ce qui, en fait, n’est pas toujours désavantageux, mais ne permet pas de régler l’isotropie lors du traitement final comme le font certains transformateurs d’alliages d’aluminium. Ce caractère cesse d’ailleurs d’être un inconvénient s’il est possible d’obtenir l’isotropie au moyen d’un recuit intermédiaire bien réglé. Par ailleurs, il peut également être possible de compenser l’orientation d’écrouissage en opérant un début de recristallisation : on fait alors coexister les deux phénomènes de restauration et de recristallisation, mais de tels traitements sont relativement délicats d’exécution industrielle [5].

Toute reproduction sans autorisation du Centre français d’exploitation du droit de copie est strictement interdite. © Techniques de l’Ingénieur, traité Matériaux métalliques

M 1 290 − 11

TRAITEMENTS THERMIQUES DES ALLIAGES D’ALUMINIUM

____________________________________________________________________________________

Figure 9 – Influence des traitements de restauration de courte durée sur les propriétés mécaniques de traction de l’alliage 5754

Figure 10 – Influence des traitements de restauration de longue durée sur les propriétés mécaniques de traction de l’alliage 5754 (d’après [17])

M 1 290 − 12

Toute reproduction sans autorisation du Centre français d’exploitation du droit de copie est strictement interdite. © Techniques de l’Ingénieur, traité Matériaux métalliques

____________________________________________________________________________________ TRAITEMENTS THERMIQUES DES ALLIAGES D’ALUMINIUM

Figure 12 – Évolution des caractéristiques mécaniques de traction de l’aluminium 1050 A lors du recuit de recristallisation à 310 oC Figure 11 – Allongements à la rupture et flèches d’emboutissage (valeurs moyennes) de l’aluminium 1050 A pour les états 1/8 dur, 1/4 dur et 1/2 dur obtenus par restauration ou par écrouissage (d’après [40])

3.3 Traitements de recuit de recristallisation 3.3.1 Effets des traitements de recuit de recristallisation Les traitements de recuit de recristallisation augmentent de façon considérable la plasticité mais diminuent, en contrepartie, la limite d’élasticité, la charge de rupture et la dureté. La figure 12 donne, à titre d’exemple, l’influence de la durée d’un traitement de recuit de recristallisation, effectué à 310 o C sur un aluminium 1050 A écroui de 93 % [43]. D’une façon générale, l’adoucissement par recristallisation augmente avec l’écrouissage avant recuit. La figure 13 donne, à titre d’exemple, la variation de la dureté en fonction de la déformation à froid avant recuit dans le cas d’un alliage 3003 laminé à froid à partir d’une ébauche de 4 mm d’épaisseur (la déformation à froid avant recuit est caractérisée par le rapport de l’épaisseur initiale E de la tôle, soit 4 mm, à l’épaisseur finale e ). On constate que l’adoucissement obtenu par un chauffage de 8 min à 375 oC par exemple est d’autant plus important que le matériau a été préalablement plus écroui. On peut également constater que la température conduisant, en un temps de chauffage déterminé, à un même adoucissement est d’autant plus faible que le taux d’écrouissage est plus élevé. Aussi dit-on fréquemment que la température de recristallisation décroît lorsque le taux d’écrouissage avant recuit augmente, mais il a été vu précédemment (§ 3.1.2) combien ce terme température de recristallisation devait être employé et interprété avec prudence. Le traitement de recuit de recristallisation conduisant à la naissance de nouveaux cristaux, on recherche en général une recristallisation à grains fins. En effet, on sait qu’un grain trop grossier produit, lors d’une déformation plastique, le défaut de peau d’orange [44]. Toutefois, dans certaines conditions, il est possible d’obtenir un grain de recristallisation grossier, ce grain apparaissant généralement soit par recristallisation sur écrouissage critique, soit par recristallisation secondaire.

Figure 13 – Influence de la déformation à froid avant recuit sur la dureté de l’alliage 3003 après un recuit de 8 min à la température indiquée (d’après [17])

3.3.2 Traitements de recuit sur écrouissage critique Pour des déformations très faibles, on n’observe, après recuit, que le phénomène de restauration. Si l’on maintient constantes la température et la durée du recuit et si l’on augmente l’écrouissage avant recuit, on observe qu’à partir d’un certain écrouissage il se produit un commencement de recristallisation, et qu’au-delà d’un autre écrouissage la recristallisation est complète. Les deux écrouissages qui correspondent au commencement et à la fin de la recristallisation sont souvent assez peu différents et généralement confondus sous le nom d’écrouissage critique. L’écrouissage critique ne doit pas être considéré comme une caractéristique intrinsèque d’un alliage

Toute reproduction sans autorisation du Centre français d’exploitation du droit de copie est strictement interdite. © Techniques de l’Ingénieur, traité Matériaux métalliques

M 1 290 − 13

TRAITEMENTS THERMIQUES DES ALLIAGES D’ALUMINIUM

____________________________________________________________________________________

donné ; en réalité, il varie de façon importante avec de nombreux paramètres et, en particulier, la température et la durée du recuit final et également le processus de transformation subi par le métal. Exemple : dans le cas de l’aluminium commercial de type 1050 A, 1100 ou 1200, l’écrouissage critique diminue lorsque : — la durée de l’homogénéisation avant ébauchage augmente ; — l’écrouissage précédant le recuit final augmente ; — et surtout, la température de recuit final augmente. L’ e x e m p l e d o n n é d a n s l e t a b l e a u 4 e t q u i c o n c e r n e l’aluminium 1200 permet d’apprécier combien les variations des seuls facteurs étudiés peuvent influer sur l’écrouissage critique puisque celui-ci passe, selon les cas, de 1 % à près de 7 %. (0)

Tableau 4 – Écrouissage critique en fonction du processus de transformation et des conditions de recuit de l’aluminium 1200 [17] Épaisseur Rapport Écrouissage critique de la de (%) tôle l’épaisseur Homogénéisation ébauche des plaques Recuit Recuit à final final l’épaisseur tôle (mm) 1 h 450 oC 1 h 500 oC 12 h à 570 oC

2 0,8

1,9 4,9

6,8 5,0

3,9 2,0

48 h à 570 oC

2 0,8

2,05 5,1

5,2 4,7

2,2 1,1

Les mêmes phénomènes sont observés dans le cas des alliages d’aluminium mais, en outre, des différences significatives sont rencontrées lorsqu’on passe d’un alliage à un autre. L’écrouissage critique est, par exemple, de : • 2 à 4 % pour les alliages 2001, 2117 et 2618 A ; • 6 à 9 % pour l’alliage 2017 A ; • 8 à 12 % pour les alliages 2014 et 2024 ; • 20 à 30 % pour les alliages 7020, 7039 et 7075 ; D’une façon générale, il est bien admis que la grosseur moyenne du grain de recristallisation dans un alliage donné varie, toutes choses égales par ailleurs, en sens inverse de l’écrouissage qui a précédé la recristallisation. L’écrouissage critique, étant le plus petit écrouissage qui permette d’obtenir la recristallisation dans des conditions données, est par conséquent celui qui fournit le grain de recristallisation le plus gros que l’on puisse obtenir dans les conditions de recuit considérées. Le grain de recristallisation correspondant à l’écrouissage critique est appelé grain critique. D’une façon générale, les diagrammes donnant la grosseur du grain en fonction du taux d’écrouissage et de la température de recuit selon que l’aluminium a été recuit initialement 4 s à 520 oC ou 3 h à 300 oC (figure 14) montrent, d’une part, que les écrouissages critiques sont d’autant plus faibles que la température de recuit est élevée et, d’autre part, que la grosseur du grain critique est d’autant plus forte que la température de recuit est plus élevée et par conséquent que l’écrouissage critique est plus faible : cette loi peut être considérée comme à peu près générale. La vitesse de chauffage à la température de recuit a également un effet important sur la grosseur du grain des alliages d’aluminium. La figure 15 montre qu’une faible vitesse donne un grain de recristallisation plus gros qu’une vitesse élevée. Cette figure illustre également l’influence de la température de recuit.

M 1 290 − 14

Figure 14 – Surface représentative de la grosseur du grain critique de l’aluminium 1090 en fonction de l’écrouissage et de la température (d’après [4])

La composition de l’alliage est, bien entendu, un facteur qui influe sur l’écrouissage et le grain critiques. Certaines additions comme le manganèse, le zirconium et parfois le chrome, qui retardent la recristallisation, augmentent l’écrouissage critique. Moyens pour éviter le grossissement du grain sur écrouissage critique : dans les alliages où le grain critique est susceptible d’être grossier, deux moyens sont couramment utilisés pour éviter le grossissement local du grain : — soit limiter l’écrouissage avant traitement thermique à des valeurs telles que l’écrouissage critique ne soit pas atteint ; — soit, au contraire, faire en sorte que l’écrouissage critique soit dépassé en tous points du produit. Dans ce cas, la texture finale sera recristallisée à grains assez fins. Dans la pratique, on peut admettre que l’écrouissage minimal avant un recuit de recristallisation vers 340 à 400 oC est de l’ordre de 20 % pour l’aluminium ou les alliages type Al-Mn, Al-Mg et Al-Si-Mg, de l’ordre de 15 % pour les alliages à haute résistance du type 2017 A, 2024 et 2014, et de 30 %

Toute reproduction sans autorisation du Centre français d’exploitation du droit de copie est strictement interdite. © Techniques de l’Ingénieur, traité Matériaux métalliques

____________________________________________________________________________________ TRAITEMENTS THERMIQUES DES ALLIAGES D’ALUMINIUM

Figure 15 – Influence de la vitesse de montée à la température de recuit sur la grosseur du grain de recristallisation d’une tôle d’aluminium 1100

pour les alliages Al-Zn-Mg (Cu) du type 7020 et 7075. Lorsque l’écrouissage est causé par des opérations de mise en forme (pliage, emboutissage par exemple) et est donc relativement faible, il est préférable d’adopter la première méthode : elle comporte cependant un risque de grossissement local du grain si l’écrouissage dépasse, par accident, la valeur visée. La seconde méthode suppose en général un léger écrouissage préalable du matériau mis en œuvre car les déformations ne sont habituellement pas suffisamment importantes, ni surtout homogènes, pour dépasser partout l’écrouissage critique d’une quantité suffisante. Cette seconde méthode semble par exemple la seule possible pour les alliages comme le 2618 A dont l’écrouissage critique pour un traitement de mise en solution de 30 min à 530 oC est très faible (2 à 3 %). Il est alors avantageux de partir d’un état écroui restauré, dont la capacité de déformation est plus grande que celle d’un état écroui.

3.3.3 Recristallisation secondaire Par ailleurs, pour de forts écrouissages et pour des températures de traitement élevées, on peut constater l’apparition d’une nouvelle recristallisation qui se traduit par le grossissement exagéré de quelques grains au travers du motif de recristallisation primaire. Ce phénomène, appelé recristallisation secondaire, est relativement peu courant pour les alliages mais peut se produire sur l’aluminium non allié ou les alliages faiblement alliés. Dans ce cas, le grossissement du grain par recristallisation secondaire apparaît d’autant plus facilement que le titre de l’aluminium est élevé. Pour certains alliages, tels que les alliages 3000 et 5000, on peut éviter la recristallisation secondaire en montant le plus rapidement possible à température. D’une façon générale, la liaison entre la grosseur du grain, l’écrouissage avant traitement et la température de recuit peut être représentée par un diagramme dont la surface caractéristique est donnée sur la figure 16 dans le cas d’un aluminium de titre 99,6 %. On peut observer les trois zones typiques, à savoir : — une zone (I) de grossissement sur faibles écrouissages (recristallisation primaire sur écrouissage critique) ; — une zone (II) de recristallisation fine sur écrouissages moyens (zone de recristallisation primaire) ; — une zone (III) de recristallisation à gros grains correspondant aux écrouissages importants et aux températures de recuit élevées (recristallisation secondaire).

Figure 16 – Diagramme de recristallisation de l’aluminium à 99,6 % (d’après [46])

3.3.4 Cas de l’aluminium raffiné L’aluminium raffiné présente une très forte tendance à la recristallisation à gros grains, tendance d’autant plus marquée que la pureté est plus grande. La recristallisation à gros grains peut même apparaître avant la recristallisation primaire, amenant ainsi à des conclusions qui semblent contredire les conclusions générales. Par ailleurs [44] : — les deux zones de grossissement du grain (faibles et forts écrouissages) sont confondues en une seule zone, aux températures supérieures à 550 oC ; — les températures assurant la recristallisation pour des écrouissages compris entre quelques pour-cent et 33 % sont toujours suffisantes pour donner du gros grain en recuit statique ; — la zone de recristallisation à gros grains des forts écrouissages peut s’étendre jusqu’à des températures très basses (100 oC par exemple) ; — la recristallisation primaire à grains fins débute sensiblement toujours à la même température, au voisinage de 290 oC pour 60 % d’écrouissage.

3.4 Traitements de recuit de coalescence (ou recuit de précipitation) Ces traitements s’appliquent aux alliages à durcissement structural ayant subi au préalable une mise en solution. Ils visent à obtenir la plasticité maximale en opérant la coalescence des phases riches en éléments durcissants sous une forme inactive (tout au moins en ce qui concerne le durcissement structural). Ils sont effectués aussi bien sur l’état écroui que sur l’état mûri ou revenu. Dans le premier cas, le traitement de recuit peut entraîner la recristallisation ; au contraire, dans le second cas, le recuit ne donne habituellement pas de recristallisation puisque, si l’alliage n’a pas déjà recristallisé au cours de la mise en solution, il ne recristallisera pas non plus lors du traitement de recuit effectué généralement à plus basse température.

Toute reproduction sans autorisation du Centre français d’exploitation du droit de copie est strictement interdite. © Techniques de l’Ingénieur, traité Matériaux métalliques

M 1 290 − 15

TRAITEMENTS THERMIQUES DES ALLIAGES D’ALUMINIUM

____________________________________________________________________________________

3.5 Influence des conditions de refroidissement après recuit Pour les alliages sans durcissement structural, le refroidissement après maintien à la température de recuit peut être effectué rapidement mais la vitesse de descente n’a pas d’influence aussi marquée sur le grain que la vitesse de montée en température ; aussi, dans la pratique industrielle, refroidit-on relativement vite le métal en sortant la charge du four, soit à l’air calme, soit à l’air pulsé. Pour les alliages à durcissement structural, lors de la période de montée à la température de recuit et de maintien à cette température, une partie des phases durcissantes est remise ou maintenue en solution solide et peut, par conséquent, donner lieu à un durcissement partiel ultérieur. On peut, lors du recuit de coalescence, éviter ce phénomène soit en réglant la vitesse de refroidissement au-dessous d’une valeur maximale, tout au moins dans un intervalle de températures donné, soit en ménageant des paliers coalescents dans la courbe des températures descendantes. Il n’est généralement pas nécessaire de refroidir lentement dans le four de recuit les produits jusqu’à la température ambiante car, d’une part, les transformations deviennent lentes au-dessous de 200 oC et, d’autre part, certains effets de durcissement par revenu peuvent intervenir aux basses températures et rendre l’adoucissement moins complet (ce phénomène peut être observé en particulier sur l’alliage 2117 [17]). Chaque type d’alliage présente, du point de vue de la sensibilité à la vitesse de refroidissement après recuit, une individualité dont il faut tenir compte : — dans le cas des alliages du type Al-Cu(Mg-Si), le refroidissement doit être effectué lentement, à une vitesse inférieure à 35 oC/h, de la température de recuit (380 à 420 oC par exemple) à la température de 250 à 260 oC. On peut ensuite refroidir plus vite (50 oC/h) jusque vers 150 à 200 oC et enfin à l’air libre jusqu’à la température ambiante ; — dans le cas des alliages du type Al-Zn-Mg et Al-Zn-Mg-Cu, il est conseillé de refroidir à une vitesse de l’ordre de 20 oC/h de la température de recuit (tableau 15, § 5.3.7) à la température de 230 oC, d’effectuer un palier de quelques heures à cette dernière température afin de coalescer les constituants mis en solution par le recuit, de refroidir ensuite à une vitesse de l’ordre de 40 oC / j jusqu’à 200 oC et enfin à l’air libre jusqu’à la température ambiante (le palier à 230 oC peut être supprimé si la vitesse de refroidissement jusqu’à 200 oC est suffisamment faible : 20 oC/h par exemple).

3.6 Conditions pratiques de traitements d’adoucissement par recuit ou restauration Le tableau 15 (§ 5.3.7) donne les conditions des traitements d’adoucissement qui peuvent être appliquées sur l’aluminium et les différents alliages d’aluminium, cela en distinguant les trois types de traitements qui peuvent être effectués, à savoir : — traitement de recuit après traitement thermique (dans le cas des alliages à durcissement structural) ; — traitement de recuit de recristallisation sur métal préalablement écroui ; — traitement de restauration sur métal préalablement écroui.

M 1 290 − 16

4. Traitement de durcissement structural Dans ce paragraphe, on étudie surtout les traitements de mise en solution, trempe, maturation et revenu des alliages d’aluminium.

4.1 Phénomènes métallurgiques 4.1.1 Différents stades du traitement de durcissement structural L’aluminium est capable de former des solutions solides avec la plupart des métaux qui lui sont associés comme constituants d’alliage. La possibilité de traiter thermiquement un alliage est due à l’augmentation, avec la température, de la solubilité à l’état solide des éléments d’addition. Autrement dit, pour qu’un alliage soit traitable thermiquement, il y a lieu que l’un au moins des constituants donne avec l’aluminium un diagramme d’équilibre binaire du type de celui de la figure 17 qui représente le cas de la solubilité du cuivre dans l’aluminium. Le traitement thermique dit de durcissement structural comporte trois grands stades : ■ mise en solution solide : chauffage à température élevée (400 à 600 oC suivant les alliages considérés). Dans le cas de l’alliage Al-4 % Cu par exemple, il a pour but théorique la mise en solution dans l’aluminium à l’état solide des 4 % de cuivre. D’après le diagramme d’équilibre binaire (figure 17), la température minimale de mise en solution est de 500 oC. Il faut en effet atteindre le point F sur la courbe AG traduisant la limite de solubilité, à l’état solide, du cuivre dans l’aluminium en fonction de la température ; ■ refroidissement : si maintenant l’alliage est refroidi assez lentement pour qu’à chaque température l’équilibre ait le temps de s’établir, il va y avoir séparation en deux phases dès que la température passera au-dessous de 500 oC : c’est la précipitation. Comme la solubilité du cuivre dans l’aluminium diminue avec la température, la quantité de précipités va augmenter lorsque la température va diminuer. Cependant, si au lieu de refroidir lentement la solution homogène, on l’amène brusquement à la température ambiante par trempe, la précipitation n’a pas en général le temps de se former durant le refroidissement. On peut ainsi obtenir, à la température ambiante, la solution solide homogène qui était stable au-dessus de 500 oC, mais qui se trouve alors sursaturée ; ■ durcissement structural proprement dit : cette solution solide, qui se trouve à l’état métastable, va avoir tendance à retrouver l’équilibre en rejetant sous forme de précipité une partie du cuivre qui est en sursaturation : c’est ce phénomène qui est responsable du durcissement structural par maturation à la température ambiante. Toutefois, ce retour à l’équilibre de la solution solide sursaturée peut être très lent à la température ambiante par suite des faibles vitesses de réaction : cette évolution peut être accélérée par des maintiens à température supérieure, qui constituent les traitements de revenu et qui se traduisent généralement par un durcissement plus important de l’alliage.

Toute reproduction sans autorisation du Centre français d’exploitation du droit de copie est strictement interdite. © Techniques de l’Ingénieur, traité Matériaux métalliques

____________________________________________________________________________________ TRAITEMENTS THERMIQUES DES ALLIAGES D’ALUMINIUM

Pendant le revenu, quoiqu’on puisse encore avoir au début l’apparition de zones de Guinier-Preston, celles-ci sont généralement remplacées par une ou plusieurs phases métastables. Le durcissement d’un alliage lors de la maturation ou du revenu est dû à l’interaction des dislocations avec les zones GP et les phases précipitées, en ce sens que la présence de ces particules précipitées tend à bloquer le mouvement des dislocations, rendant ainsi plus difficile la propagation de la déformation et augmentant, par conséquent, la résistance mécanique de l’alliage. Les facteurs qui conditionnent ces mécanismes d’interaction sont multiples, mais on peut considérer que les principaux sont la distribution des précipités (dimensions et densité) et leur relation structurale avec la matrice (cohérents, semi-cohérents ou incohérents).

4.1.3 Principales familles d’alliages d’aluminium à durcissement structural Il existe évidemment un très grand nombre de types de précipitations pouvant être obtenues par décomposition d’une solution solide sursaturée à base d’aluminium. Toutefois, dans bien des cas, la précipitation ne peut entraîner qu’un durcissement faible de l’alliage (cas par exemple des systèmes Al-Mg, Al-Si, Al-Zn). Aussi, pratiquement, le nombre de systèmes de précipitation utilisés industriellement pour le durcissement structural des alliages d’aluminium est-il assez limité. En pratique, quatre systèmes sont utilisés essentiellement : (0) Figure 17 – Diagramme d’équilibre aluminium-cuivre

4.1.2 Phénomènes structuraux. Mécanismes de la précipitation Dans tout traitement dit de durcissement structural, on retrouve donc toujours les trois stades ci-après : — mise en solution à une température suffisante pour mettre en solution solide le plus grand nombre possible d’éléments durcissants ; — refroidissement rapide ou trempe ; — maturation ou revenu pendant lesquels se produit la décomposition contrôlée de la solution solide sursaturée. Les phénomènes intervenant pendant ce troisième stade sont très complexes. Néanmoins, les progrès accomplis dans la connaissance du durcissement structural ont été suffisamment notables pour que l’on puisse commencer désormais à délimiter un cadre interprétatif des phénomènes du durcissement structural intervenant lors de la maturation et du revenu. Le lecteur pourra obtenir les données suffisantes à cet égard en se reportant à l’article Durcissement par précipitation des alliages d’aluminium [M 240] dans ce traité, ainsi qu’aux références bibliographiques du présent article, en particulier références [51] [52] [69] [70]. Très schématiquement, on peut dire que la décomposition de la solution solide sursaturée obtenue par refroidissement rapide ou trempe s’articule en deux stades, le premier concernant une précipitation caractérisée par la formation des zones de Guinier-Preston ou zones GP (agrégats riches en solutés, cohérents avec la matrice), le second comportant la précipitation de phases intermédiaires métastables et éventuellement, si la décomposition est suffisamment poussée, de phases stables d’équilibre. D’une façon générale, l’expérience a montré, dans le cas des alliages d’aluminium, que pendant la maturation on a affaire exclusivement à la précipitation, c’est-à-dire à la formation des zones de Guinier-Preston (qui diffèrent en nombre, dimensions, formes et dans la cinétique du grossissement, d’un alliage à un autre) cependant que, par suite des difficultés de germination, la phase stable ou les autres phases métastables, ayant une structure cristallographique différente de celle de l’aluminium, ne peuvent pas apparaître.

système

précipitation d’équilibre

Al-Cu Al-Cu-Mg Al-Mg-Si Al-Zn-Mg

Al2Cu Al2CuMg Mg2Si MgZn2

Le durcissement des alliages basés sur chacun de ces systèmes est alors lié à l’apparition des formes transitoires des précipitations correspondantes. Par ailleurs, divers types de précipités peuvent coexister dans un même alliage (article Durcissement par précipitation des alliages d’aluminium [M 240] dans le présent traité). 4.1.3.1 Système Al-Cu. Alliages durcis par la précipitation de Al2Cu Le cas de l’alliage binaire Al-Cu 4 % est intéressant car il a souvent servi de base pour l’étude des phénomènes de précipitation. Lorsque l’alliage a été mis en solution à 530 oC et trempé, on observe, s’il est soumis ultérieurement à une température inférieure à 130 oC, seulement la formation de zones de Guinier-Preston qui ont la forme de plaquettes. À des température de l’ordre de 165 oC, on observe encore au début la formation de zones de Guinier-Preston mais peu à peu apparaît une nouvelle phase, dite θ ′′, à structure tétragonale. Les dimensions de cette phase sont de l’ordre de 50 × 50 × 5 (nm). Cette phase, étant fortement cohérente avec la matrice, entraîne d’importantes déformations de la solution solide au voisinage des précipités ; on dit généralement que les dislocations du matériau ont beaucoup de mal à traverser ces zones fortement perturbées, ce qui explique le durcissement concomitant. Si la température de revenu s’élève (au-dessus de 200 à 220 oC) ou si la durée est plus grande, la phase θ′′ apparaît dès le début mais est remplacée peu à peu par une nouvelle phase, encore métastable, appelée θ′, à structure tétragonale et de composition correspondant à Al 2 Cu. Les dimensions de cette phase sont nettement plus importantes : de l’ordre de 1 000 × 1 000 × 10 (nm) ; la cohésion avec la matrice est seulement partielle et ne s’oppose pratiquement pas au cheminement des dislocations au travers du matériau : l’apparition de cette phase θ′ peut donc être génératrice d’adoucissement.

Toute reproduction sans autorisation du Centre français d’exploitation du droit de copie est strictement interdite. © Techniques de l’Ingénieur, traité Matériaux métalliques

M 1 290 − 17

TRAITEMENTS THERMIQUES DES ALLIAGES D’ALUMINIUM

____________________________________________________________________________________

Enfin, plus avant dans l’échelle des températures (au-delà de 300 oC) et des temps, on note l’apparition de la phase stable θ, toujours à structure tétragonale, correspondant à la composition CuAl2 normalement indiquée sur les diagrammes d’équilibre. Ses dimensions sont de l’ordre de quelques centièmes de millimètre à quelques dixièmes de millimètre. La coalescence de cette phase est génératrice d’un adoucissement généralisé. ■ Alliages industriels : les alliages industriels du type Al-Cu sont en nombre relativement réduit et, en pratique, centrés sur une composition Al-5,5 à 6,5 % Cu : ce sont les alliages 2001 et 2219 surtout utilisés par suite de leur bonne résistance à chaud. Au maximum de leurs caractéristiques mécaniques, ces alliages sont caractérisés en grande partie par la présence de la phase θ′′ et par une petite quantité de phase θ′. 4.1.3.2 Système Al-Cu-Mg. Alliages durcis par la précipitation de Al2CuMg L’addition de magnésium à l’alliage Al-Cu entraîne une augmentation appréciable des caractéristiques mécaniques lors de la maturation ou du revenu. Les premières phases de la précipitation se traduisent par la présence de zones de Guinier-Preston cylindriques de 2 à 5 nm de diamètre. Au cours du revenu, on voit apparaître tout d’abord la phase de transition S′-Al2CuMg sous forme d’aiguilles cohérentes avec la matrice et parallèles aux directions [103]. Enfin, lorsque les conditions de revenu sont plus poussées, les aiguilles de phase S′ se transforment en lattes de phase d’équilibre S-Al2CuMg qui présente un réseau orthorhombique. ■ Alliages industriels : la plupart des alliages industriels du système Al-Cu-Mg contiennent un excès de cuivre par rapport à la formule stœchiométrique Al-Al 2 CuMg. Seul l’alliage 2618 A peut être considéré comme un alliage quasi binaire Al-Al2CuMg. Cet alliage, qui renferme comme éléments d’addition 2,5 % Cu, 1,6 % Mg, 1,1 % Fe, 1,2 % Ni et 0,2 % Si, est utilisé pour les applications nécessitant une bonne tenue à chaud jusqu’à 250 o C environ : en particulier, cet alliage présente une bonne résistance au fluage et a été choisi pour la fabrication de l’avion supersonique Concorde. Cette bonne tenue à chaud est attribuée à la présence d’une forte proportion de phase insoluble (Al9FeNi). Le durcissement maximal de cet alliage, obtenu par revenu à une température voisine de 200 oC, est caractérisé par la présence de la phase S dans les joints de grains, mais surtout par la présence de la phase S′ sous forme de fins précipités répartis dans la matrice, et également d’aiguilles placées sur des boucles de dislocations. Alliages durcis par la précipitation mixte Al2Cu-Al2CuMg : dans la phase Al2CuMg, cuivre et magnésium se trouvent en concentrations atomiques identiques. Toutefois, dans la plupart des alliages industriels fondés sur le système Al-Cu-Mg, le cuivre se trouve en quantités nettement plus grandes que le magnésium. Aussi, au cours des traitements thermiques, se produit-il une précipitation mixte des formes transitoires de phases Al 2 Cu et Al 2 CuMg ; les alliages corroyés 2017 A et 2024 ainsi que l’alliage moulé A-U5GT, bien connus des utilisateurs en raison de leurs caractéristiques mécaniques élevées, correspondent à ce type de précipitation. L’addition de silicium aux alliages Al-Cu-Mg à moins de 1 % de magnésium permet d’augmenter la résistance mécanique après revenu. Le durcissement est alors obtenu par la présence des phases transitoires de Al2 Cu, Al2 CuMg, Mg2 Si et également Al-Cu-Mg-Si : c’est le cas de l’alliage 2014. 4.1.3.3 Système Al-Mg-Si. Alliages durcis par la précipitation de Mg2Si

Dans le cas de ces alliages, la séquence de précipitation comprend également différents stades d’ailleurs encore plus ou moins bien connus. On admet néanmoins généralement qu’il y a d’abord formation d’amas filiformes d’atomes de magnésium et silicium, puis de zones de Guinier-Preston (phénomène non visible en microscopie électronique). Aux zones Guinier-Preston succèdent des particules cylindriques de précipités, visibles en micrographie optique sous forme d’aiguilles, et qui semblent donc constituer la phase de transition intermédiaire entre les zones GP et la phase d’équilibre Mg2Si qui apparaît sous forme de plaquettes puis de bâtonnets. ■ Alliages industriels : il existe deux types d’alliages industriels dont le durcissement est basé sur ce système : — les alliages du type 6060 caractérisés par des teneurs relativement faibles en magnésium et en silicium, un excès de magnésium par rapport au silicium, qui ont des caractéristiques relativement faibles mais qui, en raison de leur très bonne fiabilité et de leurs très beaux états de surface, sont utilisés d’une façon intensive dans le domaine des profilés pour architecture ; — les alliages du type 6005 A-6081-6082-6181 caractérisés par une plus grande quantité d’éléments d’addition, magnésium, silicium et éventuellement manganèse, chrome, et également un excès de silicium libre par rapport au composé Mg 2 Si. Ces alliages, qui ont des caractéristiques plus élevées que les précédents, ont également un large domaine d’utilisation sous forme de produits laminés ou filés. 4.1.3.4 Système Al-Zn-Mg(Cu). Alliages durcis par la précipitation de MgZn2 Les deux systèmes Al-Zn-Mg et Al-Zn-Mg-Cu, auxquels appartiennent les alliages d’aluminium à résistance mécanique moyenne ou élevée parmi les plus connus, ont leurs mécanismes de précipitation généralement traités de la même façon, le système quaternaire Al-Zn-Mg-Cu étant considéré, en pratique, comme un simple dérivé du système ternaire Al-Zn-Mg. Le processus de précipitation des alliages Al-Zn-Mg peut être schématisé comme suit : — à la température ambiante et au-dessous de 75 oC, il se forme des zones de Guinier-Preston de forme sphérique, difficilement décelables au microscope électronique mais qui produisent un durcissement déjà important de l’alliage ; — au-dessus de 75 oC, mais au-dessous de 135 oC, il apparaît un premier précipité de transition, hexagonal, mais qui est rapidement remplacé par la phase M′-MgZn2 qui confère aux alliages leur durcissement maximal ; — au-dessus de 135 oC, c’est-à-dire au cours du traitement de surrevenu, la phase M′ perd sa cohérence et se transforme en phase d’équilibre M-MgZn 2 également hexagonale. Si la teneur en magnésium de l’alliage est plus élevée, il peut également apparaître la phase T-Al2Mg3 Zn3 . En ce qui concerne les alliages Al-Zn-Mg-Cu, la séquence de décomposition de la solution solide couramment acceptée ne s’écarte pas de celle des alliages ternaires, la phase M étant accompagnée de la phase Al-Cu-Mg. ■ Alliages industriels : les alliages industriels le plus couramment utilisés et faisant partie de ce système sont : — d’une part, les alliages Al-Zn-Mg du type 7020 à caractéristiques mécaniques moyennes, qui ont le gros intérêt d’être autotrempants et de présenter des caractéristiques intéressantes après soudage ; — d’autre part, les alliages Al-Zn-Mg-Cu du type 7075 et 7049 A bien connus en raison de leurs caractéristiques mécaniques élevées après revenu.

Le système Al-Mg-Si constitue la phase d’une classe importante d’alliages industriels à caractéristiques mécaniques moyennes.

M 1 290 − 18

Toute reproduction sans autorisation du Centre français d’exploitation du droit de copie est strictement interdite. © Techniques de l’Ingénieur, traité Matériaux métalliques

____________________________________________________________________________________ TRAITEMENTS THERMIQUES DES ALLIAGES D’ALUMINIUM

4.2 Traitements de mise en solution 4.2.1 Influence de la température de mise en solution La mise en solution des alliages d’aluminium a pour caractère remarquable d’avoir une cinétique à peu près indépendante de la température. Bien entendu, les diagrammes d’équilibre (articles Diagrammes d’équilibre [M 70] [M 76] dans le présent traité et [6] [7] [8]) montrent que la solubilité des éléments d’addition usuels augmente nettement avec la température. Exemple : dans le cas de l’alliage Al-Cu 4 %, on dissout en 10 min plus de cuivre à 500 oC qu’à 450 oC, mais le temps nécessaire pour saturer la solution solide est à peu près le même à 500 oC qu’à 450 oC. Cela est illustré sur la figure 18 par le biais des caractéristiques mécaniques dans le cas de l’alliage 2014, sous forme de fil de 4 mm de diamètre, préalablement recuit (l’alliage a été mûri 7 j à la température ambiante après mise en solution et trempe). On constate que le temps de saturation de la solution solide est voisin de 1 h à toutes les températures comprises entre 375 et 505 oC. Au-delà de 1 h, les caractéristiques restent constantes et il n’y a donc pas intérêt à prolonger ce temps. Bien entendu, du fait que la quantité d’éléments d’addition entrés en solution croît avec la température, les caractéristiques sont d’autant plus élevées que la température du traitement est plus élevée, cela tout au moins dans l’intervalle de températures considéré. Dans la pratique, on conçoit que la température à laquelle on chauffe le matériau présente une très grande influence sur les caractéristiques obtenues. D’après ce qui a été indiqué précédemment, on pourrait être tenté, pour accroître la résistance, d’augmenter la température de mise en solution. Mais il n’y a pas d’intérêt, et même souvent il y a de sérieux inconvénients sur le plan de la recristallisation, à dépasser la température qui permet de dissoudre au maximum les éléments actifs de l’alliage. Il faut en tout cas éviter d’atteindre la température de brûlure à laquelle l’alliage commence à fondre localement et plus spécialement aux joints des grains

Figure 18 – Influence de la durée de mise en solution à diverses températures de l’alliage 2014 sur ses caractéristiques à l’état trempé mûri (état initial de l’alliage recuit) (d’après [17])

Exemple : la figure 19 indique à cet égard l’influence de la température de mise en solution sur les caractéristiques mécaniques statiques des barres en alliage 2014 de 20 mm de diamètre, mises en solution 2 h à la température indiquée, trempées et revenues 8 h à 175 oC. On constate que la résistance mécanique passe par un maximum à 520 oC et s’effondre au-delà de 520 oC, température qui correspond à l’apparition des phénomènes de brûlure, à savoir, fusion partielle des eutectiques complexes et des éléments constituants aux joints de grains. Cette fusion partielle se traduit par une décohésion fragilisante et l’immersion dans le milieu de trempe peut entraîner la naissance de criques aux joints de grains. Il y a lieu de noter également que si la résistance mécanique et surtout la plasticité sont sérieusement affectées par la brûlure, la dureté de l’alliage n’est pas sensiblement modifiée et ne peut donc servir à caractériser le phénomène. Par ailleurs, ces phénomènes sont souvent accompagnés d’une véritable oxydation du métal : les parties de métal rendues liquides percent la couche d’alumine en surface puis brûlent en présence de l’oxygène de l’air [53]. Dans ce cas, un métal brûlé ne peut pas être régénéré par un nouveau traitement ultérieur. La figure 20 donne deux exemples d’alliages présentant des signes évidents de brûlure lors de l’examen micrographique. Le lecteur trouvera également en [66] une étude par analyse thermique et micrographique de la brûlure de l’alliage de moulage A-U5GT. D’une façon générale, la température de mise en solution optimale dépend surtout de la composition chimique de l’alliage, mais il est souvent nécessaire de traiter un peu au-dessous de cette température si la présence de ségrégations est à craindre, car les ségrégations tendent à abaisser la température de brûlure.

Figure 19 – Influence de la température de chauffage avant trempe de l’alliage 2014 sur ses caractéristiques mécaniques à l’état trempé revenu

Les tableaux 8 et 9 donnent les températures de mise en solution généralement appliquées sur les principaux alliages d’aluminium de corroyage ou de fonderie actuellement commercialisés.

Toute reproduction sans autorisation du Centre français d’exploitation du droit de copie est strictement interdite. © Techniques de l’Ingénieur, traité Matériaux métalliques

M 1 290 − 19

TRAITEMENTS THERMIQUES DES ALLIAGES D’ALUMINIUM

____________________________________________________________________________________

4.2.2 Influence de la durée de mise en solution Il a été vu au paragraphe 4.2.1 que la durée de mise en solution devait être suffisante pour mettre en solution solide la plus grande quantité possible d’éléments intermétalliques, mais qu’il n’était théoriquement pas utile de dépasser cette valeur de maintien. Néanmoins, cette durée dépend d’autres facteurs, et en particulier : a) de la nature de l’alliage : par exemple, dans le cas de tôles de 1 mm d’épaisseur, la durée de la mise en solution est de l’ordre de : 1 min pour les alliages 6060 et 7020 ; 2 min pour les alliages 6005 A, 6081, 6082 et 6181 ; 6 min pour l’alliage 2017 A ; 10 min pour l’alliage 2024 ; 30 min pour l’alliage 2014. Dans le cas de pièces forgées ou de barres filées de grosses sections (supérieures à 16 000 mm2), elle est de l’ordre de : 2 à 4 h pour les alliages 2017 A et 2024 ; 3 à 8 h pour l’alliage 7075 ; 6 à 12 h pour les alliages 2618 A, 2014 et 2001. b) des taux de corroyage et d’écrouissage préalablement subis par l’alliage. Plus ces taux sont importants, plus la structure grossière de fonderie aura été brisée et plus rapidement se fera la mise en solution. Aussi, d’une façon générale, les produits de faible épaisseur ou de faible section nécessiteront-ils des temps de mise en solution plus courts que les tôles épaisses, les gros profilés ou les grosses pièces forgées ou matricées. Exemple : c’est ainsi que, dans le cas de l’alliage 2014, on peut adopter les durées de mise en solution suivantes sur tôles ou produits filés : Épaisseur ou diamètre Durée (mm) (min) 0,3 à 0,7 20 0,8 à 1,2 30 1,3 à 2,5 40 2,6 à 8,5 60 8,6 à 15 75 16 à 25 90 26 à 40 100 41 à 60 120 61 à 80 140 81 à 100 160 101 à 140 180

Figure 20 – Structure micrographique d’alliages d’aluminium présentant le phénomène de brûlure

■ Cas particulier des produits plaqués : certains alliages à haute résistance sont utilisés sous forme de tôles plaquées afin d’obtenir une excellente résistance à la corrosion [cas, par exemple, des alliages 2017 A et 2014 plaqués avec de l’aluminium 1050 A ou de l’alliage 7075 plaqués avec un alliage d’aluminium à 1 % de zinc (7072)]. Or, au cours du chauffage de mise en solution, il peut y avoir interdiffusion des éléments constituant les deux alliages, et, en particulier, diffusion du cuivre de l’alliage de base à travers le placage et, par suite, risque de corrosion. Il y a donc lieu de limiter, éventuellement au détriment des caractéristiques mécaniques, la durée de mise en solution de ces alliages. Exemple : la figure 21 donne les courbes d’équiteneur en cuivre, en surface, d’un alliage 2017 A plaqué avec de l’aluminium 1050 A pour différentes durées de mise en solution à 500 oC. Si l’on admet que la teneur en cuivre à la surface ne doit pas dépasser 1 %, ce qui est raisonnable, on constate par exemple que la durée de la mise en solution ne doit pas dépasser 1 h pour une épaisseur de placage de l’ordre de 45 µm. En revanche, si l’on désirait maintenir cette teneur en cuivre au-dessous de 0,1 %, il ne faudrait pas dépasser 1/2 h pour une épaisseur de placage de 60 µm.

M 1 290 − 20

Figure 21 – Évolution de la teneur en cuivre à la surface du placage d’un alliage 2017 A plaqué par de l’aluminium 1050 A, en fonction de l’épaisseur du placage et de la durée de la mise en solution

Toute reproduction sans autorisation du Centre français d’exploitation du droit de copie est strictement interdite. © Techniques de l’Ingénieur, traité Matériaux métalliques

____________________________________________________________________________________ TRAITEMENTS THERMIQUES DES ALLIAGES D’ALUMINIUM

Il y a lieu de signaler qu’une diffusion modérée ou même relativement importante ne supprime pas la protection électrochimique apportée par le placage, mais en diminue seulement l’efficacité. Néanmoins, une diffusion importante, même si elle ne met pas en danger la vie des tôles, peut entraîner une corrosion généralisée du placage, d’aspect déplaisant [17].

4.3 Traitements de trempe 4.3.1 Vitesse critique de trempe Après la mise en solution, l’alliage doit être refroidi assez énergiquement pour que la solution reste sursaturée à la température ambiante. En fait, dans les alliages d’aluminium, il faut, pour que les caractéristiques mécaniques soient optimales, que la concentration de la solution solide soit sensiblement la même qu’à la température de mise en solution, ce qui n’implique pas nécessairement que le refroidissement soit très rapide. C’est là qu’intervient la notion de vitesse critique de trempe qui peut être considérée comme la vitesse de refroidissement minimale qui permette d’obtenir à la température ambiante la solution solide sursaturée. En fait, il vaudrait mieux dire l’allure critique de trempe car, en réalité, les vitesses de refroidissement nécessaires ne sont pas les mêmes dans tout l’intervalle de températures qui s’étend entre la température de mise en solution et la température ordinaire. On peut étudier les problèmes de vitesse de trempe de façon systématique en procédant à des trempes étagées. La figure 22 donne un exemple des résultats obtenus dans le cas de fils de 4 mm de diamètre en alliage 2014. L’opération a consisté, dans le cas présent, à traiter l’alliage durant 1 h à 505 oC, puis à le porter rapidement dans un bain de sel dont la température est intermédiaire entre 505 et 150 oC ; après un temps de séjour variable dans ce bain, l’alliage a été refroidi rapidement à la température ordinaire. Les caractéristiques mécaniques de traction (Rp 0,2 en MPa) ont été mesurées après une maturation de 7 jours à 20 oC [54].

On peut ainsi tracer le diagramme TTP (Temps-TempératurePropriétés) donnant les courbes d’égales caractéristiques pour le produit trempé mûri. Ce diagramme (figure 32) montre que les caractéristiques obtenues sont considérablement abaissées par un séjour relativement court (quelques minutes) à des températures comprises entre 400 et 300 oC : il s’agit des zones pour lesquelles les courbes ont leur tangente verticale. On en déduit donc la nécessité de franchir le plus rapidement possible ce domaine critique de 400 à 300 oC, sous peine de voir les caractéristiques mécaniques très affectées. Le comportement de l’alliage 2017 A (duralumin) est sensiblement voisin de celui de l’alliage 2014. Des études parallèles effectuées sur l’alliage 7075 ont montré que l’intervalle critique s’étend à peu près de 400 à 290 o C [55], c’est-à-dire qu’il coïncide sensiblement avec les intervalles critiques des alliages 2014 et 2017 A.

4.3.2 Comportement des alliages D’une façon générale, les vitesses critiques de trempe varient fortement d’un alliage à un autre. Bien qu’il s’agisse d’une notion très importante, la vitesse critique de trempe des alliages d’aluminium est encore plus ou moins bien connue et surtout peu répandue dans la littérature. Les valeurs suivantes peuvent être avancées pour quelques alliages types à durcissement structural : (0) Alliage

Vitesse critique de trempe (oC/s)

alliage 7020 alliages 6060-6063 alliage 7039 alliage 6005 A alliage 6082 alliage 6061 alliage 2017 alliage 7075

0,5 1 1,5 3 6 10 18 100

Ces valeurs doivent être considérées comme les vitesses minimales qui permettent de garantir les caractéristiques mécaniques de traction de l’alliage considéré. Elles peuvent varier plus ou moins profondément si l’on considère d’autres propriétés : voir à cet effet le paragraphe 4.3.6 qui traite en particulier la résistance à la corrosion. La figure 23 donne également, à titre d’exemple, l’influence de la vitesse moyenne de trempe entre 400 et 290 oC sur la limite d’élasticité de différents alliages à moyenne ou haute résistance et à l’état trempé revenu [64] : on observe que la détermination de la limite en fonction de la vitesse de trempe peut varier fortement d’un alliage à un autre. Par ailleurs, la présence d’additions secondaires est susceptible d’avoir une grande importance sur la vitesse critique de trempe des alliages ; par exemple, l’addition de zirconium augmente la vitesse critique de trempe des alliages Al-Cu-Mg-Si, l’addition de manganèse, mais surtout de chrome, augmente celle des alliages Al-Zn-Mg et Al-Zn-Mg-Cu [65].

4.3.3 Influence de l’épaisseur, de la forme et de l’état de surface des produits trempés

Figure 22 – Diagrammes de trempe étagée de l’alliage 2014 : courbes de niveau des limites d’élasticité (MPa) (d’après [54])

Bien qu’il soit conseillé, dans la mesure du possible, de refroidir les alliages des familles Al-Cu-Mg et Al-Zn-Mg-Cu à de très grandes vitesses, on conçoit que de telles vitesses soient irréalisables au cœur des produits épais, et cela bien que les alliages d’aluminium bénéficient d’une conductivité thermique élevée.

Toute reproduction sans autorisation du Centre français d’exploitation du droit de copie est strictement interdite. © Techniques de l’Ingénieur, traité Matériaux métalliques

M 1 290 − 21

TRAITEMENTS THERMIQUES DES ALLIAGES D’ALUMINIUM

____________________________________________________________________________________

Figure 23 – Influence de la vitesse de trempe sur la limite d’élasticité de différents alliages d’aluminium à l’état trempé revenu (T6)

Dans le cas où, après avoir porté à une température uniforme des produits de forme semblable, on les introduit dans un fluide de trempe capable d’en refroidir instantanément la surface, la théorie de la propagation de la chaleur prévoit que les vitesses de refroidissement à cœur sont inversement proportionnelles au carré de la dimension caractéristique. D’après les résultats expérimentaux de Kink et Willey, les vitesses de refroidissement au cœur des barres rondes sont inversement proportionnelles à la puissance 2,4 du diamètre de la barre. La figure 24 donne un exemple de l’influence du diamètre des barres sur la vitesse moyenne de refroidissement à cœur entre 400 et 290 oC au cours d’une trempe à l’eau de l’alliage 7075. On constate que le cœur de la barre ne peut être trempé à une vitesse supérieure à 500 oC/s si le diamètre de la barre dépasse 18 mm environ, et à 150 oC/s si ce diamètre dépasse 35 mm environ. La forme même des produits intervient également, ainsi que le montre la figure 25. Enfin, l’état de surface est un facteur non négligeable qui intervient également sur la vitesse de refroidissement du produit lors de sa trempe. Les plus faibles vitesses sont observées sur les pièces présentant des surfaces fraîchement usinées ou décapées. La présence de film d’oxyde, au contraire, accroît la vitesse de refroidissement.

4.3.4 Influence du fluide de trempe À chaque fluide de trempe peut être associée une vitesse de refroidissement, ainsi que le montre l’abscisse de la figure 26 donnant les caractéristiques finales à l’état trempé revenu 24 h à 120 oC en fonction des vitesses de refroidissement dans le domaine 400 à 290 oC, obtenues en utilisant différents fluides de trempe. La figure 27 illustre l’influence du milieu de trempe et surtout de la température de l’eau de trempe sur la vitesse moyenne de refroidissement à cœur des tôles en alliages d’aluminium et cela en fonction de l’épaisseur de la tôle considérée. D’une façon générale,

M 1 290 − 22

Figure 24 – Influence du diamètre d’une barre en alliage 7075 sur la vitesse moyenne de refroidissement à cœur entre 400 et 290 oC au cours d’une trempe à l’eau

toutes les conditions qui augmentent la stabilité des films de vapeur autour de la pièce lors de son immersion diminuent la vitesse de refroidissement. Il en est de même des additions dans l’eau de trempe, additions dont le but est de diminuer sa tension superficielle. Dans la pratique de la trempe des alliages d’aluminium, la trempe à l’eau est le procédé le plus largement utilisé parce que le plus efficace. Le choix de la température de l’eau est extrêmement important. D’une façon générale, la trempe à l’eau froide est la plus favorable sur le plan de la résistance mécanique et d’autres propriétés telles que la résistance à la corrosion (§ 4.3.6), mais dans le cas des produits épais ou de forme tourmentée, elle engendre des contraintes internes qui peuvent s’avérer rédhibitoires. En revanche, ces contraintes sont généralement sensiblement diminuées dès que la température de l’eau de trempe dépasse 60 oC. La figure 28

Toute reproduction sans autorisation du Centre français d’exploitation du droit de copie est strictement interdite. © Techniques de l’Ingénieur, traité Matériaux métalliques

____________________________________________________________________________________ TRAITEMENTS THERMIQUES DES ALLIAGES D’ALUMINIUM

Figure 25 – Corrélation entre les vitesses moyennes de refroidissement (domaine 400 à 290 oC) de barres rondes ou carrées et de tôles épaisses (vitesses mesurées au cœur de la section) (d’après [69])

Figure 27 – Influence du milieu de trempe et de l’épaisseur sur la vitesse moyenne de refroidissement à mi-épaisseur de tôles en alliages d’aluminium (d’après [69])

Figure 28 – Influence de la température de l’eau de trempe sur les propriétés mécaniques de l’alliage 7075 à l’état T73

— la trempe à l’eau chaude peut être utilisée pour les produits épais de forme quelconque, par exemple : (0)

Figure 26 – Influence du milieu de trempe et de la vitesse de trempe sur les caractéristiques mécaniques de l’alliage 7075 à l’état trempé revenu 24 h à 120 oC

montre cependant dans le cas de l’alliage 7075 à l’état T73 (alliage de plus en plus utilisé, en aéronautique en particulier) que cette température de 60 oC ne peut pas être beaucoup dépassée sans risque d’une diminution catastrophique de la résistance mécanique. Pratiquement : — la trempe à l’eau froide, tout au moins inférieure à 40 oC est recommandée pour tous les produits de faible épaisseur et également pour les produits épais à section constante ou à faces parallèles qui peuvent être détensionnés par traction ou compression (§ 4.3.7b) états symbolisés TX51, TX52 ;

température de l’eau (oC)

alliages types

traitement

50 à 70 50 à 80 50 à 100 60 à 70

2024 2014 2618 A 7075 et 7050

T4 T6 T6 T7

4.3.5 Influence du temps de transition entre mise en solution et trempe Lorsqu’on trempe des produits de faible épaisseur, il y a lieu de tenir compte du temps de transition qui s’écoule entre la sortie du four de mise en solution et l’immersion dans le fluide de trempe. Pendant ce temps de transition, les produits refroidissent généralement à faible vitesse. Si le temps de transition est assez long pour que la température des produits pénètre dans l’intervalle critique,

Toute reproduction sans autorisation du Centre français d’exploitation du droit de copie est strictement interdite. © Techniques de l’Ingénieur, traité Matériaux métalliques

M 1 290 − 23

TRAITEMENTS THERMIQUES DES ALLIAGES D’ALUMINIUM

____________________________________________________________________________________

une partie au moins de cet intervalle est parcouru à faible vitesse. Les effets du temps de transition sont similaires à ceux déjà indiqués concernant la diminution de la vitesse de refroidissement (§ 4.3.1 et 5.3.4). Certaines spécifications stipulent que le temps de transition doit être inférieur à une durée variant de 5 à 15 s dans le cas de tôles dont l’épaisseur varie de 0,4 à 2,3 mm. Des essais effectués par Renouard [17] montrent que, dans le cas de l’alliage 2024 sous forme de tôle de 1,5 mm d’épaisseur, on observe, à l’état trempé mûri, une diminution des caractéristiques mécaniques lorsque le temps de transition dépasse 10 s : cette diminution est, par exemple, de 32 MPa sur la charge de rupture et de 42 MPa sur la limite d’élasticité 0,2 % lorsque le temps de transition atteint 35 s.

4.3.6 Importance de la vitesse de trempe sur les propriétés des alliages La figure 26 montre bien l’influence de la vitesse de trempe sur les caractéristiques mécaniques de traction de l’alliage 7075 : la vitesse critique de trempe de cet alliage est de l’ordre de 400 à 500 oC/s, mais ce n’est que pour des vitesses inférieures à 150 à 250 oC/s que les caractéristiques mécaniques de traction sont affectées d’une façon sensible. Si l’on associe la vitesse de refroidissement à la nature des différents milieux de trempe envisageables, on constate que les caractéristiques mécaniques sont affectées d’autant plus que le milieu de trempe est moins efficace dans son refroidissement. On remarque, par exemple, que la trempe à l’air est nettement défavorable car elle se traduit par une vitesse de refroidissement très fortement inférieure à la vitesse critique. Dans le cas des produits épais, la lenteur relative du refroidissement à cœur peut entraîner une diminution plus ou moins sensible de la résistance mécanique dans cette zone : la figure 23 donne un aperçu de la sensibilité de différents alliages à cet égard. Le tableau 5 donne, par ailleurs, un exemple précis dans le cas de l’alliage 7075 [55]. (0)

suffisamment grande, étaient susceptibles de présenter une bonne résistance aux corrosions sous tension et exfoliante et n’étaient sujets qu’à une corrosion par piqûres. Inversement, ces alliages deviennent sensibles à la corrosion sous tension et exfoliante si la vitesse de trempe est insuffisante, à savoir inférieure à 500 oC/s dans le cas de l’alliage 2024 (T4) et à 150 oC/s dans le cas de l’alliage 7075 (T6). Exemple : la figure 29 précise les résultats obtenus à cet égard dans le cas de l’alliage 2024 (T4), à savoir l’influence de la vitesse de trempe dans l’intervalle de températures critiques (400 à 290 oC) sur la diminution de la charge de rupture après 12 semaines d’essai de corrosion avec ou sans tension, en immersions-émersions alternées dans une solution à 3,5 % NaCl, ainsi que sur le type de corrosion et la profondeur maximale des piqûres de corrosion après attaque dans une solution de NaCl-H 2 O 2 (essai suivant spécification américaine MIL-H-6088. B).

4.3.7 Tensions internes ou contraintes résiduelles consécutives à la trempe Toute pièce trempée de forme géométrique simple est le siège de contraintes résiduelles constituées d’un système équilibré de compressions en surface et de tensions à cœur. Une pièce de forme géométrique compliquée peut présenter des tensions en surface, dans certains cas défavorables. L’origine principale de ces contraintes réside dans le gradient thermique entre les différentes couches du matériau au cours de son refroidissement.

Tableau 5 – Barre trempée en alliage 7075 : influence de son diamètre sur ses caractéristiques mécaniques à cœur

Diamètre de la barre

(mm) 19,05 50,80 70,20 101,60

Caractéristiques mécaniques au cœur de la barre, mesurées après trempe à l’eau et revenu

Caractéristiques mécaniques d’un barreau de 10 mm de diamètre prélevé au cœur de la barre, puis trempé à l’eau et revenu

R p 0,2 (MPa)

R (MPa)

R p 0,2 (MPa)

R (MPa)

609 585 570 528

652 635 625 600

601 608 606 607

655 646 645 648

La résistance mécanique à la traction n’est pas la seule caractéristique influencée par la vitesse de trempe. Dans le cas, en particulier, des alliages d’aluminium à haute résistance de la famille Al-Cu-Mg (Si) à l’état trempé mûri et Al-Zn-Mg-Cu à l’état trempé revenu, la résistance à la corrosion peut être très sérieusement affectée par une diminution de la vitesse de trempe. Les études effectuées, en particulier sur les alliages 2024 (T4) et 7075 (T6), ont montré que ces alliages, s’ils étaient trempés avec une vitesse

M 1 290 − 24

Figure 29 – Influence de la vitesse moyenne de trempe sur les caractéristiques mécaniques et la résistance à la corrosion de l’alliage 2024

Toute reproduction sans autorisation du Centre français d’exploitation du droit de copie est strictement interdite. © Techniques de l’Ingénieur, traité Matériaux métalliques

____________________________________________________________________________________ TRAITEMENTS THERMIQUES DES ALLIAGES D’ALUMINIUM

S’il n’est pas défavorable de disposer de zones comprimées à la surface de pièces travaillant en fatigue, la présence de contraintes élevées comporte néanmoins divers inconvénients : — instabilité dimensionnelle, en particulier au cours de l’usinage où l’enlèvement de matière vient rompre l’état d’équilibre interne et entraîne des déformations concomitantes, qui limitent la précision ou entraînent la nécessité d’opérations complémentaires ; — risques de rupture, soit lors de la trempe (tapure de trempe) si le niveau des contraintes est très élevé dès ce moment même, soit lors de l’usinage si la redistribution des contraintes fait dépasser localement la résistance à la traction de matériaux relativement peu ductiles ; — risque de corrosion sous tension en service. Il existe différents moyens qui permettent de diminuer, voire d’éliminer les tensions internes : ■ action sur le milieu de trempe par réduction de l’efficacité des échanges thermiques lors de la trempe en ralentissant l’allure de refroidissement. Cette action va à l’encontre des impératifs exposés précédemment (§ 4.3.6), mais il est certain que les niveaux de contraintes résiduelles sont d’autant plus faibles que le milieu refroidissant est moins actif : on peut citer, dans l’ordre croissant d’efficacité des échanges (figure 26), l’air calme, l’air soufflé, l’eau bouillante, l’huile, l’eau chaude, l’eau froide. L’action sur le milieu de trempe conduit souvent, par conséquent, à un juste compromis entre deux tendances. À cet égard, il y a lieu de citer, en particulier dans le cas des alliages à haute résistance souvent utilisés sous forme de pièces forgées et matricées de forte section, que le domaine de compromis est extrêmement étroit si l’on veut respecter les impératifs de résistance mécanique et de résistance à la corrosion sous tension : pour les alliages de type 2014 et 7075, la température de l’eau de trempe ne doit pas dépasser 60 oC, alors que pour les alliages 2618 A et 2001 l’eau bouillante peut être utilisée ; ■ déformation plastique contrôlée : cette méthode est particulièrement efficace lorsqu’elle intéresse le matériau de façon homogène dans toute sa masse. L’opération de traction contrôlée sur trempe fraîche, dans le cas des alliages à durcissement structural, permet, par allongement homogène permanent de 2 % environ, l’obtention de demi-produits dans un état de stabilité dimensionnelle remarquable : par exemple, les tôles épaisses tractionnées pour l’industrie aéronautique permettent l’usinage de structures intégrales dans la masse. Dans le cas de pièces matricées de formes plus irrégulières, de bons résultats peuvent également être obtenus en effectuant une déformation permanente de l’ordre de 2 à 3 % par compression ; ■ pré-usinage avant trempe (de préférence sur ébauches recuites ou ayant subi une trempe douce) à des cotes aussi rapprochées que possible des cotes finales et également d’une façon aussi symétrique que possible, de sorte qu’il ne reste que peu de matière à éliminer lors de la finition ; ■ usinage adapté, comportant un balancement, aussi parfait que possible, des séquences d’ébauchage et des finitions, compensées avec des intervalles de temps mort permettant les redistributions des contraintes et même éventuellement des redressages qui, bien qu’introduisant de nouvelles tensions internes, peuvent s’avérer correcteurs ; ■ action de traitements thermiques postérieurs à la trempe : les traitements de revenu, ou mieux de sur-revenu, sont des moyens efficaces pour diminuer partiellement les tensions internes, cette diminution étant fonction de l’alliage, mais également de la température du traitement. Il a été également préconisé le traitement de trempe inverse qui consiste à refroidir à l’azote liquide (– 196 oC) la pièce fraîchement trempée, puis à la réchauffer le plus rapidement possible par la vapeur surchauffée ou par induction. Dans le cas des pièces coulées obtenues directement par moulage en sable ou coquille, des traitements dits de stabilisation sont souvent effectués afin d’éliminer les tensions internes et également d’éviter une modification des cotes en cours d’utilisation. Les traitements ci-après sont souvent préconisés : • 8 h à 210 oC pour les alliages A-U10G, A-S10UG, 4032, A-S12N2G, A-S20U ; • 4 h à 320 oC pour l’alliage A-S22UNK ; • 10 h à 180 oC pour l’alliage 7020.

4.3.8 Trempe sur presse Alors que, dans le procédé classique dit trempe séparée, les différentes opérations de mise en solution, trempe, maturation et revenu des alliages d’aluminium de corroyage à durcissement structural sont bien distinctes, dans le cas du procédé dit trempe sur presse les deux opérations de mise en solution et de trempe sont effectuées directement au cours de la transformation à chaud [60]. À remarquer que le terme trempe sur presse est impropre, car en fait le procédé s’applique aussi bien lors du travail à la presse (par filage le plus souvent) que lors du travail sur laminoir. La figure 30 donne le schéma comparatif des différentes opérations intervenant lors de la trempe séparée et de la trempe sur presse. Le procédé de trempe sur presse prend de plus en plus d’importance dans la transformation et le traitement thermique des alliages d’aluminium corroyés. Ses avantages sont en effet indéniables par rapport à la trempe séparée. ■ Sur le plan économique : — il supprime le traitement de mise en solution séparée d’où, une économie d’énergie importante qui peut être évaluée à 0,44 kWh par tonne d’aluminium environ ; — il permet d’éviter un certain nombre de manutentions, avec leur coût propre mais aussi le risque de dégradation du produit ; — il rend possible la fabrication de profilés de très grande longueur sans qu’il soit besoin de four de très grandes dimensions ; — il diminue généralement les déformations à la sortie de l’outil de travail (presse ou laminoir), ce qui limite les opérations de dressage ; — il peut ainsi retarder ou éviter de nouveaux investissements. ■ Sur le plan de la qualité des produits : — il diminue les risques de formation d’une zone corticale recristallisée à gros grains ; — il permet plus facilement de conserver une texture non recristallisée favorable sous l’angle des caractéristiques mécaniques de traction (en particulier résistance à la traction dans le sens long supérieur à celle dans le sens travers).

Figure 30 – Schéma des opérations de trempe séparée et de trempe sur presse : cas du filage

Toute reproduction sans autorisation du Centre français d’exploitation du droit de copie est strictement interdite. © Techniques de l’Ingénieur, traité Matériaux métalliques

M 1 290 − 25

TRAITEMENTS THERMIQUES DES ALLIAGES D’ALUMINIUM

____________________________________________________________________________________

Pour que le procédé de trempe sur presse soit appliqué de façon satisfaisante, il y a lieu de respecter les conditions ci-après (figure 31) : — les éléments durcissants de l’alliage doivent être en solution solide au moment où le produit sort de l’outil de travail ; en conséquence les conditions de corroyage doivent être telles que tout le métal soit porté et maintenu à une température supérieure au solvus (un traitement préalable d’homogénéisation facilite généralement la mise en solution solide) ; — néanmoins la température du produit ne doit pas dépasser la température du solidus (risques de criques, de fissures lors du corroyage et également d’altération des propriétés) ; — la vitesse de refroidissement du produit à la sortie de l’outil de travail doit être suffisamment rapide pour éviter toute précipitation d’éléments durcissants ; autrement dit, la courbe de refroidissement ne doit pas couper la courbe temps-température-propriétés : T TP, d’où l’importance de la connaissance de telles courbes pour assurer de bonnes conditions de trempe sur presse ; la figure 32 donne les courbes T TP des alliages d’aluminium corroyés les plus typiques. Les alliages de la série 6000 sont particulièrement bien adaptés pour la trempe sur presse [58] : en particulier les alliages 6060 et 6063 destinés à la menuiserie métallique, 6005 A conçu spécialement pour la fabrication des profilés de structure (leur température de solvus est de l’ordre de 500 à 520 oC et leur température de solidus de l’ordre de 590 à 600 oC suivant les alliages). Les alliages de la série 7000 du type Al-Zn-Mg sans Cu se prêtent également bien à la trempe sur presse (grand intervalle solvussolidus de 320 à 600 oC).

Figure 31 – Conditions de trempe sur presse : cas du filage

En revanche les alliages des séries 2000 et 7000 (Al-Zn-Mg-Cu) sont plus ou moins difficilement trempables sur presse, mais la tendance des années à venir sera de généraliser ce procédé, tout au moins dans le cas des produits de faible section.

4.4 Maturation Le comportement des alliages lors de la maturation est très variable d’une famille à l’autre. Il peut être également fortement influencé par les températures ambiantes auxquelles sont soumis les produits trempés, températures qui peuvent varier entre – 20 et + 40 oC. La figure 33 donne les courbes de maturation à la température ambiante (soit 20 oC environ), à 0 oC et à – 18 oC des alliages 2014, 2024, 6061, 7050 et 7075 sous forme de tôles, la maturation étant caractérisée par l’évolution des caractéristiques mécaniques de traction en fonction du temps de maintien après trempe à la température considérée.

4.4.1 Alliages de la famille Al-Cu-Mg Dans le cas des alliages du type 2017 A (figure 34), l’évolution des caractéristiques mécaniques en fonction du temps reste relativement faible durant une période dite d’incubation, d’autant plus longue que la température est plus basse. Durant cette période d’incubation, il semble cependant que les caractéristiques mécaniques ne restent pas rigoureusement constantes mais croissent très lentement. Vers la fin de la période d’incubation, la maturation s’accélère, sa vitesse passe par un maximum, puis décroît de nouveau et les caractéristiques mécaniques tendent asymptotiquement vers des valeurs limites. La période d’incubation peut être avantageusement mise à profit pour effectuer des mises en formes, c’est-à-dire effectuer ce que l’on appelle plus couramment le travail sur trempe fraîche. Afin d’augmenter cette période d’incubation, il est conseillé d’introduire les pièces trempées dans un milieu froid tel qu’un réfrigérateur : c’est la solution retenue par exemple pour la pose des rivets dans l’industrie aéronautique. Avec les alliages type 2017 A, 2024 et 2014 on peut admettre qu’à 20 oC, les caractéristiques mécaniques deviennent stables après une maturation de quelques jours, de l’ordre de 4 (figure 33). Contrairement à la vitesse de mise en solution (§ 4.2.1), la vitesse de maturation dépend beaucoup de la température. Si on trace les courbes de maturation en fonction du logarithme de la durée de la maturation, on constate que ces courbes se déduisent les unes des autres par une translation. Autrement dit, ce que l’on pourrait appeler la vitesse logarithmique de durcissement (c’est-à-dire le durcissement qui correspond à la multiplication de la durée de la maturation par la base des logarithmes employés) est, à taux de durcissement donné, indépendant de la température, du moins entre – 10 et + 50 oC (figure 34) [17].

4.4.2 Alliages de la famille Al-Si-Mg

Figure 32 – Courbes TTP de différents alliages d’aluminium

M 1 290 − 26

La maturation des alliages Al-Si-Mg est plus complexe. La fi g u r e 3 5 d o n n e u n e x e m p l e d a n s l e c a s d e t ô l e s e n alliage 6082 mises en solution à 540 oC et trempées à l’eau. Les courbes de maturation ne se déduisent plus les unes des autres par une loi aussi simple que dans le cas de l’alliage 2017 A, ce que l’on peut appeler la vitesse logarithmique de durcissement augmentant avec la température.

Toute reproduction sans autorisation du Centre français d’exploitation du droit de copie est strictement interdite. © Techniques de l’Ingénieur, traité Matériaux métalliques

____________________________________________________________________________________ TRAITEMENTS THERMIQUES DES ALLIAGES D’ALUMINIUM

Figure 33 – Courbes de maturation des alliages 2014, 2024, 6061, 7050 et 7075 à différentes températures

Figure 34 – Évolution, après mise en solution et trempe, des caractéristiques mécaniques de traction de l’alliage 2017 A en fonction de la maturation, pour diverses températures de maturation (d’après [17])

Figure 35 – Évolution, après mise en solution et trempe, des caractéristiques mécaniques de traction de l’alliage 6082 en fonction de la durée de la maturation et de la température de maturation (d’après [17])

Toute reproduction sans autorisation du Centre français d’exploitation du droit de copie est strictement interdite. © Techniques de l’Ingénieur, traité Matériaux métalliques

M 1 290 − 27

TRAITEMENTS THERMIQUES DES ALLIAGES D’ALUMINIUM

____________________________________________________________________________________

Ces alliages mûrissent beaucoup plus lentement que les alliages du type 2017 A. Pratiquement, on peut admettre qu’il faut une maturation de 15 à 30 j à 20 oC pour atteindre un palier admissible.

4.4.3 Alliages de la famille Al-Zn-Mg Avec les alliages de la famille Al-Zn-Mg [67], la maturation est encore plus lente. La figure 36 représente un exemple de la maturation de l’alliage 7020 après mise en solution et trempe à l’air. Industriellement, on estime qu’un palier satisfaisant est atteint après deux à trois mois de maturation. De même que pour les alliages précédents, la maturation est accélérée lorsque la température du milieu ambiant augmente.

4.5 Traitements de revenu ou de maturation artificielle 4.5.1 Phénomènes généraux L’élévation de la température de maturation accélère la maturation de l’alliage mais en modifie également l’allure. Les courbes de revenu, à savoir les courbes donnant l’évolution des caractéristiques mécaniques en fonction de la durée et de la température de revenu, ont toutes sensiblement la même allure. La figure 37 donne, à titre d’exemple, ces courbes dans le cas de deux alliages : 2014 et 6061 (l’alliage 6061 étant un alliage du type Al-Mg-Si avec Mg = 1 %, Si = 0,6 %, Cu = 0,25 %, Cr = 0,25 %). On peut observer que, pour des revenus à des températures suffisamment élevées, la résistance mécanique des alliages trempés et revenus passe par un maximum pour une durée de revenu d’autant plus courte que la température est plus élevée. Pour chaque température de revenu, il existe donc un temps de revenu optimal qu’il faut atteindre et ne pas dépasser sous peine de voir la résistance mécanique diminuer. De plus, les revenus à températures plus élevées, durant des temps plus courts, conduisent à des caractéristiques mécaniques plus faibles que des revenus prolongés à des températures plus basses. Les allongements à la rupture, par contre, diminuent lorsque la durée du revenu augmente et cela d’autant plus rapidement que la température est plus élevée : ce n’est que pour des durées relativement longues, fonction de la température, que l’on peut observer dans certains cas une augmentation des allongements, mais elle correspond alors à un adoucissement important de l’alliage. D’une façon générale, si l’on veut obtenir une résistance mécanique élevée et conserver néanmoins des allongements substantiels, il faut plutôt choisir un revenu à température pas trop élevée et de durée prolongée. Les tableaux 13 et 14 donnent les conditions de revenu qui sont le plus généralement appliquées sur les principaux alliages d’aluminium industriels. La figure 38 donne les courbes de revenu concernant l’alliage 2024 sous forme de tôle et complète la figure 37 concernant les alliages 2014 et 6061.

4.5.2 Influence du temps d’attente entre trempe et revenu Pour certains alliages, les courbes de revenu ne sont pas identiques si l’on part d’un état fraîchement trempé ou d’un état trempé et déjà plus ou moins mûri. Dans le second cas, qui est le plus industriel, la maturation est en réalité conduite en deux étapes dont la complexité est d’autant plus grande que la température entre trempe et revenu ne reste généralement pas constante. Or, les alliages d’aluminium réagissent de façon très différente à l’influence de la maturation naturelle entre trempe et revenu [68].

M 1 290 − 28

Figure 36 – Évolution, après mise en solution et trempe, des caractéristiques mécaniques de traction de l’alliage 7020 en fonction de la durée de la maturation à température ambiante

4.5.2.1 Alliages peu sensibles au temps d’attente entre trempe et revenu Ce sont les alliages du type 2014 ainsi que les alliages Al-Zn-Mg-Cu du type 7075 et 7049 A. 4.5.2.2 Alliages influencés favorablement par l’attente entre trempe et revenu Plusieurs alliages sont dans ce cas : Exemple : — les alliages Al-Zn-Mg du type 7020. La figure 39 donne, dans le cas de ces alliages sous forme de tôles de 2 mm d’épaisseur, l’influence du temps d’attente entre une mise en solution de 1 h à 460 oC suivie de trempe à l’air et revenu (deux revenus ayant été expérimentés). On constate que les caractéristiques sont d’autant plus élevées que le temps d’attente entre trempe et revenu a été plus long, c’est ce qui explique que, pratiquement, on recommande toujours un temps d’attente minimal de 5 à 7 j ; — l’alliage 7079 pour lequel on recommande également une attente de 5 j à la température ambiante après trempe avant d’effectuer le revenu ; — les alliages Al-Mg-Si faiblement chargés en Mg 2Si (une teneur en Mg 2Si inférieure à 0,8-1 % est nécessaire) : la figure 40 donne un exemple, dans le cas d’un alliage du type 6060 sous forme de barre filée de 8 mm de diamètre, de l’influence favorable de l’attente entre trempe et revenu sur les caractéristiques mécaniques. Ce phénomène favorable peut s’expliquer par le fait que, lors de la maturation à la température ambiante, il se forme des germes dont les plus gros se transforment, lors du revenu, en particules de précipités durcissants, les plus petits étant redissous. Plus cette maturation est longue, plus le nombre de germes donnant naissance à des précipités est grand et plus le durcissement lors du revenu sera important. 4.5.2.3 Alliages influencés défavorablement par l’attente entre trempe et revenu En revanche, pour certains alliages, l’attente entre trempe et revenu peut présenter un effet franchement défavorable : il s’agit des alliages type 6181 et également 6060 relativement chargés en Mg2Si (à teneur en Mg2Si supérieure à 1,2-1,5 %).

Toute reproduction sans autorisation du Centre français d’exploitation du droit de copie est strictement interdite. © Techniques de l’Ingénieur, traité Matériaux métalliques

____________________________________________________________________________________ TRAITEMENTS THERMIQUES DES ALLIAGES D’ALUMINIUM

Figure 37 – Courbes de revenu des alliages 2014 et 6061

Exemple : la figure 41 montre comment évoluent la limite d’élasticité et la charge de rupture des alliages 6060 et 6082 sous forme de barres filées de 10 mm de diamètre, en fonction de l’attente entre trempe à 560 oC et revenu 10 h à 160 oC, lorsque l’alliage est maintenu entre ces deux opérations à la température ambiante voisine de 20 oC. Une diminution de 50 à 90 MPa peut ainsi être observée lorsque l’attente atteint 1 à 2 j. Les courbes donnent également l’évolution des caractéristiques à l’état trempé mûri et permettent de voir, en particulier, qu’il y a une liaison très nette entre le commencement de la maturation naturelle et l’abaissement des caractéristiques mécaniques après revenu. On peut cependant penser que le revenu expérimenté de 10 h à 160 oC ne correspond pas, pour chaque cas considéré, aux caractéristiques optimales et que, pour chaque attente entre trempe et revenu, il existe, en revanche, une condition de revenu bien déterminée et conduisant à ces caractéristiques optimales.

La figure 42 donne la réponse à cette question : elle indique en effet dans le cas d’un alliage 6181, d’une part les durées optimales de revenu en fonction de la température de revenu, d’autre part les caractéristiques mécaniques correspondantes en fonction de la température de revenu avec ou sans attente de 7 j à 15 oC entre trempe et revenu. On observe tout d’abord que les durées optimales de revenu sont nettement plus faibles lorsque le revenu est effectué aussitôt après trempe, et cela d’autant plus que la température de revenu est plus basse. Par ailleurs, les caractéristiques mécaniques correspondant à ces conditions de revenu optimales restent décalées de 20 à 30 MPa en faveur de l’attente nulle entre trempe et revenu : on en conclut donc que l’attente entre trempe et revenu affecte toute la courbe de revenu et, en particulier, la région du maximum.

Toute reproduction sans autorisation du Centre français d’exploitation du droit de copie est strictement interdite. © Techniques de l’Ingénieur, traité Matériaux métalliques

M 1 290 − 29

TRAITEMENTS THERMIQUES DES ALLIAGES D’ALUMINIUM

____________________________________________________________________________________

Figure 39 – Influence du temps d’attente à la température ambiante entre trempe et revenu sur les caractéristiques mécaniques de l’alliage 7020

Figure 38 – Courbes de revenu de l’alliage 2024

Figure 40 – Influence du temps d’attente après trempe sur les caractéristiques mécaniques de traction de l’alliage 6060 (Mg 0,5 % - Si 0,28 % - Mg 2 Si 0,78 %) aux états mûri et trempé revenu

M 1 290 − 30

Toute reproduction sans autorisation du Centre français d’exploitation du droit de copie est strictement interdite. © Techniques de l’Ingénieur, traité Matériaux métalliques

____________________________________________________________________________________ TRAITEMENTS THERMIQUES DES ALLIAGES D’ALUMINIUM

Figure 41 – Influence du temps d’attente après trempe sur les caractéristiques mécaniques de traction des alliages 6060 et 6082 aux états trempé mûri et trempé revenu

Étant donné que le niveau de maturation atteint par l’alliage lorsqu’on lui fait subir le revenu est primordial, on peut penser que non seulement la durée de l’attente a son importance, mais aussi la température du milieu dans lequel s’effectue cette attente. C’est effectivement ce que l’on observe : dans le cas de l’alliage 6181 par exemple, ce sont les séjours de plusieurs heures à quelques jours à des températures hivernales (entre 0 et – 20 oC) qui affectent le plus les caractéristiques mécaniques finales des produits. En résumé, dans le cas des alliages A-SG type 6081, 6082 et 6181 qui sont les plus sensibles au phénomène, l’attente entre trempe et revenu a deux conséquences importantes : — d’une part, le maximum de la courbe de revenu est déplacé vers des durées plus longues et souvent non industrielles, du moins aux températures de revenu les plus favorables ; — d’autre part, le maximum de la courbe de revenu est lui-même plus ou moins fortement abaissé. Industriellement, il est bien évident que le revenu ne peut pas être toujours effectué immédiatement après trempe. Différents remèdes efficaces ont pu être trouvés, en particulier dans le cas des alliages A-SG, à savoir : — soit effectuer un pré-revenu de courte durée : 2 à 8 min vers 180 à 200 oC immédiatement après trempe. Cette solution est tout à fait concevable industriellement en utilisant un four à passage disposé après le bac de trempe dans la chaîne de fabrication. Ce pré-revenu très court laisse à l’utilisateur un délai de l’ordre de 1 semaine, au cours duquel le temps d’attente entre trempe et revenu n’intervient pratiquement pas sur les caractéristiques mécaniques finales du produit [71] ; — soit, si l’on ne peut effectuer le pré-revenu immédiatement après trempe, réaliser le revenu final en deux temps : le premier temps consistant en un séjour de quelques minutes à une température de l’ordre de 250 oC et le second temps étant constitué par le revenu normal de précipitation [72] [73]. Sommairement, on peut

Figure 42 – Influence de l’attente entre trempe et revenu sur la durée optimale de revenu et les caractéristiques mécaniques correspondantes de l’alliage 6181 (d’après [17])

supposer que, durant le maintien de durée réduite à 250 oC, les germes formés au cours de la maturation à la température ambiante sont dissous, et que tout se passe comme si la précipitation avait lieu à partir d’une solution solide sursaturée à l’état de trempe fraîche ; — soit encore, et toujours si l’on ne peut effectuer le pré-revenu immédiatement après trempe, réaliser ce pré-revenu en deux temps, le premier consistant comme dans le cas précédent en un chauffage de quelques minutes à une température de l’ordre de 250 oC, et le second temps étant constitué par le pré-revenu proprement dit de 2 à 8 min vers 180 à 200 oC. Les deux dernières solutions sont d’une pratique industrielle plus délicate que la première. Le tableau 6 donne, à cet égard, les résultats obtenus en utilisant ces différentes gammes de traitements sur tôles en alliages 6061 et 6082 : on constate que les solutions repérées (b), (c ), (d ) et (e) donnent des résultats relativement voisins et que, par conséquent, les solutions (c ), (d ) et (e) permettent de se dispenser d’effectuer le revenu final immédiatement après trempe, mais cela au prix d’un cycle thermique plus complexe. (0) L’alliage 2618 A peut être également influencé défavorablement par l’attente entre trempe et revenu, mais d’une façon beaucoup moins marquée que dans le cas des alliages 6181 : lorsque l’attente est de l’ordre de 24 h, les caractéristiques peuvent se trouver diminuées de 10 MPa (limite d’élasticité) à 20 MPa (charge de rupture). Un pré-revenu de 2 min à 190 oC effectué aussitôt après trempe permet de supprimer cette anomalie. Si on ne peut réaliser ce pré-revenu, il y a lieu d’effectuer le revenu soit dans les 4 h suivant la trempe, soit plus de 10 j après.

Toute reproduction sans autorisation du Centre français d’exploitation du droit de copie est strictement interdite. © Techniques de l’Ingénieur, traité Matériaux métalliques

M 1 290 − 31

TRAITEMENTS THERMIQUES DES ALLIAGES D’ALUMINIUM

____________________________________________________________________________________

Tableau 6 – Influence des traitements de pré-revenu sur les caractéristiques mécaniques des alliages 6061 et 6082 Alliages 6061 Repère

Traitement thermique

Alliage 6082

R p 0,2 (MPa)

R (MPa)

A (%)

R p 0,2 (MPa)

R (MPa)

A (%)

Sans pré-revenu

Revenu 8 h à 175 oC 3 j après trempe.

280

327

16,3

275

316

16,8

Sans pré-revenu

Revenu 8 h à 175

oC

315

357

15,9

291

332

15,1

(c )

Avec pré-revenu en un temps

Pré-revenu 4 min à 200 oC aussitôt après trempe. Revenu 8 h à 175 oC 3 j après trempe.

310

339

13,0

313

334

14,3

(d )

Avec pré-revenu en deux temps

Pré-revenu 1 min à 250 oC + 4 min à 200 oC 3 j après trempe. Revenu 8 h à 175 oC 3 j après pré-revenu.

313

352

17,0

314

348

16,5

(e)

Sans pré-revenu mais revenu en deux temps

Revenu 1 min à 250 oC + 8 h à 175 oC. 3 j après trempe.

310

350

16,0

314

344

16,3

(a) (b)

aussitôt après trempe.

4.5.2.4 Influence de certaines additions Certaines additions sont susceptibles d’annihiler plus ou moins complètement l’effet de l’attente entre trempe et revenu : c’est le cas, par exemple, de l’addition d’argent dans l’alliage 7020 [68]. Au contraire, la suppression du silicium dans l’alliage 2618 A rend cet alliage très sensible au temps d’attente entre trempe et revenu.

4.5.3 Influence de la durée de montée à la température de revenu Dans les revenus industriels, où l’échauffement est généralement lent, la période de montée en température peut agir dans une certaine mesure comme une maturation naturelle accélérée : un échauffement lent lors du revenu sera donc, a priori, favorable dans le cas des alliages pour lesquels l’attente entre trempe et revenu a un effet bénéfique (§ 4.5.2.2) et, en revanche, défavorable dans le cas des alliages dont les caractéristiques se trouvent diminuées par l’attente entre trempe et revenu (§ 4.5.2.3). C’est bien ce que confirme l’expérience. La figure 43 montre, à titre d’exemple, l’influence favorable d’une montée lente à la température de revenu sur les caractéristiques mécaniques d’un alliage 7020 sous forme de tôles de 2 mm d’épaisseur, mise en solution 1 h à 460 oC, trempé à l’air calme et revenu 24 h à 120 oC.

4.5.4 Influence de l’écrouissage entre trempe et revenu L’écrouissage entre trempe et revenu présente deux effets distincts : — d’une part, il produit un durcissement par écrouissage, que le revenu ultérieur ne permet normalement pas d’éliminer totalement ; — d’autre part, il modifie la cinétique et la distribution de la précipitation lors du revenu : la cinétique de décomposition de la solution solide est plus rapide (car la germination des précipités sur les dislocations est facilitée), mais également la précipitation est plus grossière et moins finement répartie. Ces deux effets de l’écrouissage entre trempe et revenu ont des actions inverses sur les caractéristiques mécaniques de l’alliage : le premier tend à augmenter la résistance mécanique, le second au contraire tend à la diminuer, de sorte que, pratiquement, l’une ou l’autre tendance peut être observée suivant le facteur qui se trouve être prépondérant.

M 1 290 − 32

Figure 43 – Influence de la durée de montée à la température de revenu sur les caractéristiques mécaniques de l’alliage 7020

Pour certains alliages, tels que 2024 et 2219 par exemple, l’écrouissage entre trempe et revenu a un effet extrêmement favorable pour augmenter les charges de rupture et surtout les limites d’élasticité. Exemple : la figure 44 illustre cet effet dans le cas de l’alliage 2024 en donnant l’influence d’un écrouissage entre trempe et revenu sur la cinétique de revenu et les caractéristiques mécaniques de traction à la température ambiante après revenu [69]. Dans le cas de l’alliage 2618 A, l’écrouissage présente encore un effet favorable, en particulier sur la limite d’élasticité, mais à un degré moindre que dans le cas des deux alliages 2024 et 2219. Pour d’autres alliages, au contraire, l’écrouissage entre trempe et revenu présente une action défavorable sur les caractéristiques mécaniques. C’est en général le cas des alliages de la famille Al-ZnMg-Cu et également de l’alliage 2001.

Toute reproduction sans autorisation du Centre français d’exploitation du droit de copie est strictement interdite. © Techniques de l’Ingénieur, traité Matériaux métalliques

____________________________________________________________________________________ TRAITEMENTS THERMIQUES DES ALLIAGES D’ALUMINIUM

Figure 44 – Évolution des caractéristiques mécaniques de traction de l’alliage 2024 en fonction des conditions de revenu (température et durée) et de l’écrouissage entre trempe et revenu (d’après [69])

Le tableau 7 donne, à titre d’exemple, l’influence d’un écrouissage de 2 % effectué par traction entre trempe et revenu sur des tôles de 12 mm d’épaisseur dans le cas des deux alliages 2001 et 2618 A. (0)

Tableau 7 – Influence de l’écrouissage entre trempe et revenu sur les caractéristiques mécaniques de traction à la température ambiante des alliages 2618 A et 2001 Écrouissage entre trempe et revenu (%)

R p 0,2

R

A

(MPa)

(MPa)

(%)

2618 A

0 2

400 425

460 455

10,0 9,5

2001

0 2

430 405

490 480

11,0 13,0

Alliage

L’écrouissage entre trempe et revenu est susceptible d’agir non seulement sur les caractéristiques mécaniques des alliages mais également sur d’autres propriétés telles que la résistance à la fatigue, la ténacité. La figure 45 illustre à cet égard l’influence d’un écrouissage de 5 % par traction sur la ténacité et la limite d’élasticité de l’alliage 2024. On constate qu’un tel écrouissage modifie considérablement les couples ténacité/limite d’élasticité qui peuvent être réalisés sur les différents états trempé-revenu. Cette figure montre également qu’à égalité de limite d’élasticité, un état sous-revenu présente une ténacité supérieure à celle d’un état sur-revenu.

Figure 45 – Influence de l’écrouissage après trempe et du traitement thermique final sur la ténacité des tôles minces en alliage 2024

Toute reproduction sans autorisation du Centre français d’exploitation du droit de copie est strictement interdite. © Techniques de l’Ingénieur, traité Matériaux métalliques

M 1 290 − 33

TRAITEMENTS THERMIQUES DES ALLIAGES D’ALUMINIUM

____________________________________________________________________________________

Pour d’autres alliages au contraire, l’écrouissage entre trempe et revenu présente une action défavorable sur les caractéristiques mécaniques : c’est en général le cas des alliages Al-Zn-Mg-Cu de la série 7000 et également de certains alliages Al-Cu de la série 2000 tels que l’alliage 2001 : — la figure 46 montre l’effet d’un écrouissage par laminage sur la dureté de l’alliage 7075 : on constate que le durcissement obtenu par écrouissage (durcissement d’autant plus important que l’écrouissage est plus élevé) disparaît au fur et à mesure que la durée du revenu à 165 oC augmente ; — la figure 47 illustre l’influence d’un écrouissage entre trempe et revenu sur la limite d’élasticité et la ténacité de l’alliage 7050 ; on observe l’effet défavorable d’un tel écrouissage : pour un même niveau de résistance mécanique, la ténacité est d’autant plus faible que le taux d’écrouissage est plus élevé. Dans le cas où la résistance à chaud est en cause (résistance au fluage par exemple), l’effet bénéfique dû au durcissement par écrouissage tendra à disparaître plus ou moins rapidement suivant la température et la durée de l’essai, si bien que l’on aura tendance à observer systématiquement une influence plus ou moins néfaste de l’écrouissage entre trempe et revenu sur la tenue à chaud de l’alliage : c’est effectivement ce que l’on peut observer dans le cas des alliages 2618 A [75] et 2001.

4.5.5 Revenus spéciaux (doubles revenus ou revenus à deux paliers). Revenus type T7 pour alliages Al-Zn-Mg-Cu Les alliages Al-Zn-Mg-Cu du type 7075 et 7049 A sont bien connus pour présenter, à l’état T6 (trempé revenu), des niveaux de caractéristiques mécaniques particulièrement élevés. Toutefois, ces caractéristiques mécaniques élevées sont obtenues au détriment de la résistance à la corrosion sous tension qui peut s’avérer relativement faible, en particulier dans le sens travers court des produits épais (tôles laminées, pièces forgées). Des études relativement récentes ont permis de montrer qu’il était possible d’améliorer très fortement ces alliages à cet égard en procédant à un revenu à deux paliers, le second palier étant effectué à une température nettement supérieure à celle du premier palier. Exemple : la figure 48 donne, dans le cas d’un alliage 7075 laminé sous forme de tôles de 1 mm d’épaisseur, l’évolution des limite d’élasticité et charge de rupture, de la structure et de la susceptibilité à la corrosion, en fonction de la durée d’un second revenu à 190 oC sur un alliage préalablement mis en solution à 470 oC, trempé à l’eau froide et ayant subi un premier revenu de 8 h à 135 oC [76]. On observe qu’il est possible d’obtenir une faible susceptibilité à la corrosion de l’alliage en effectuant un second revenu de durée suffisante : dans le cas présent, plus de 4 h à 190 oC sont nécessaires. Cette amélioration de la résistance à la corrosion est toutefois obtenue au détriment des caractéristiques mécaniques.

Figure 46 – Influence d’un écrouissage entre trempe et revenu à 165 oC sur la cinétique de durcissement de l’alliage 7075

Figure 47 – Influence d’un écrouissage par traction entre trempe et revenu sur la relation résistance-ténacité de l’alliage 7050 (tôle épaisse)

M 1 290 − 34

Figure 48 – Influence de la durée d’un second revenu à 190 oC sur les caractéristiques mécaniques de traction, la structure et la susceptibilité à la corrosion de l’alliage 7075 préalablement mis en solution à 470 oC trempé à l’eau froide et revenu 8 h à 135 oC (II : se reporter au paragraphe 4.1.3.4)

Toute reproduction sans autorisation du Centre français d’exploitation du droit de copie est strictement interdite. © Techniques de l’Ingénieur, traité Matériaux métalliques

____________________________________________________________________________________ TRAITEMENTS THERMIQUES DES ALLIAGES D’ALUMINIUM

Actuellement les traitements de double revenu ou revenu étagé symbolisés T7 se sont généralisés sur tous les alliages à haute résistance du type Al-Zn-Mg-Cu à plus de 1,25 % de cuivre et cela aussi bien sur les alliages traditionnels 7075 et 7049 A que sur les nouveaux alliages 7010, 7050, 7175, 7475, qui sont à la base de la construction aéronautique moderne. Différents types de traitements T7 ont été définis afin d’obtenir différents compromis sur les caractéristiques mécaniques, la résistance à la corrosion et la ténacité. Le traitement T73 permet par rapport au traitement classique T6 une amélioration considérable de la résistance à la corrosion : l’alliage traité T73 peut être considéré comme complètement désensibilisé vis-à-vis de la résistance à la corrosion sous tension et cela même dans le sens travers court des produits épais, qui est le plus sensible à cet égard ; de plus la résistance à la corrosion exfoliante reçoit une amélioration extrêmement importante. Par ailleurs, le traitement T73 entraîne une amélioration sensible de la ténacité. Tous ces avantages du traitement T73 sont cependant obtenus au détriment de la résistance mécanique (baisse de 10 à 15 % de la charge de rupture et de la limite d’élasticité). Aussi des traitements intermédiaires entre T6 et T73 ont-ils été définis : le traitement T76 par exemple permet d’obtenir, au prix d’une diminution de 6 à 8 % seulement des caractéristiques mécaniques de traction, une bonne résistance à la corrosion exfoliante, une résistance à la corrosion sous tension (sens travers court) diminuée par rapport à l’état T73 mais améliorée d’une façon très significative par rapport à l’état T6. Un traitement T736 sensiblement intermédiaire entre les états T73 et T76 a été également défini. La figure 49 donne à titre d’exemple, dans le cas de l’alliage 7075, les principales caractéristiques : résistance mécanique en traction (limite d’élasticité Rp0,2 et charge de rupture R ), résistance à la corrosion sous tension (contrainte de non-rupture σCST ) et ténacité [facteur critique d’intensité des contraintes KIC (article Essais de rupture [M 126] dans ce traité)] obtenues avec chacun des traitements T6, T76 et T73 dans les trois principales directions (long, travers long et travers court) de tôles laminées d’épaisseur de l’ordre de 50 mm. Les traitements T7 (tout au moins le second palier du revenu) doivent être réalisés à une température très précise car ils sont effectués dans une zone où les caractéristiques sont très influencées par une faible variation de température (ce qui est moins le cas avec le traitement T6). La figure 50 illustre cette nécessité d’une précision de température plus grande avec les traitements T7 qu’avec le traitement T6. Par exemple, une variation de température de 11 oC lors d’un revenu T6 de 24 h à 120 o C affecte la résistance de l’alliage 7075 de 28 MPa, alors que la même variation de température lors d’un revenu type T73 de 24 h à 165 oC peut affecter la résistance de 150 MPa.

La figure 51 illustre également, dans le cas du nouvel alliage 7050, actuellement très utilisé en aéronautique, la rapidité de l’évolution des caractéristiques mécaniques et électriques en fonction de la température et de la durée du second palier du revenu type T7. Un contrôle extrêmement précis des conditions de revenu doit être exigé pour l’obtention de produits répondant aux spécifications. Les conditions (température et durée) préconisées pour les traitements T7 sont données dans le paragraphe 5.3.6.

4.6 Traitements spéciaux En dehors des traitements classiques que l’on fait subir habituellement aux alliages d’aluminium à durcissement structural et qui consistent à faire suivre une mise en solution par une trempe et une maturation ou revenu, il existe d’autres cycles thermiques permettant d’obtenir des ensembles de caractéristiques intéressantes. C’est le cas, par exemple, des traitements de trempe échelonnée et de réversion.

Figure 50 – Courbes d’iso-limite d’élasticité de l’alliage 7075

Figure 51 – Influence de la durée et de la température du second palier de revenu sur la limite d’élasticité et la conductivité électrique de l’alliage 7050 sous forme de tôle d’épaisseur 100 mm Figure 49 – Influence des traitements type T7X sur les propriétés mécaniques de l’alliage 7075 Toute reproduction sans autorisation du Centre français d’exploitation du droit de copie est strictement interdite. © Techniques de l’Ingénieur, traité Matériaux métalliques

M 1 290 − 35

TRAITEMENTS THERMIQUES DES ALLIAGES D’ALUMINIUM

____________________________________________________________________________________

4.6.1 Traitements de trempe échelonnée La trempe échelonnée consiste à chauffer l’alliage à une température de mise en solution des éléments d’addition, puis à le porter rapidement à une température inférieure à laquelle il est maintenu pendant un certain temps, et enfin à achever la trempe à la température ambiante [78] [79]. Suivant l’alliage et les conditions dans lesquelles le traitement est effectué (température et durée du palier de maintien intermédiaire), on peut obtenir deux résultats différents. ■ L’aptitude à la déformation après trempe peut se trouver nettement améliorée par rapport à ce que l’on obtient par trempe directe à la température ambiante, du fait que les limites d’élasticité, charges de rupture et duretés sont nettement inférieures, alors que les allongements restent très voisins et également que la maturation est plus lente. Exemple : traitement de trempe échelonnée dans le cas de l’alliage 6181 sous forme de tôles de 2 mm d’épaisseur : — après mise en solution à 530 oC et trempe normale à 20 oC, on obtient : • immédiatement après trempe : Rp 0,2 = 80 MPa, R = 190 MPa, A = 25 % • 8 h après trempe : Rp 0,2 = 120 MPa, R = 230 MPa, A = 25 % • 15 j après trempe : Rp 0,2 = 150 MPa, R = 250 MPa, A = 25 % — après mise en solution à 530 oC, trempe et séjour de 1 min à 400 oC puis trempe à l’eau à 20 oC, on obtient : • immédiatement après trempe : Rp 0,2 = 70 MPa, R = 180 MPa, A = 26 % • 8 h après trempe :

Les températures de réversion se situent vers 180 à 200 oC pour l’alliage binaire Al-Cu 4 %, 260 à 280 oC pour l’alliage 2017 A, 260 à 300 oC pour l’alliage 2024. Pour tous ces alliages, on obtient, après traitement de réversion et maturation suffisamment longue, des caractéristiques pratiquement équivalentes à celles réalisées sur trempe fraîche. Exemple : dans le cas d’un alliage 2017 A sous forme de tôle de 2 mm d’épaisseur, pour lequel il a été obtenu : • immédiatement après mise en solution et trempe à l’eau froide : Rp 0,2 = 167 MPa, R = 343 MPa, A = 23 % • 8 h après trempe (maturation à la température ambiante) : Rp 0,2 = 245 MPa, R = 422 MPa, A = 23 % • 15 j après trempe (maturation à la température ambiante) : Rp 0,2 = 294 MPa, R = 451 MPa, A = 21 % Si l’on effectue, à partir de l’état trempé mûri 15 j, un traitement de réversion de 1 min à 260 oC, on obtiendra : • immédiatement après ce traitement de réversion : Rp 0,2 = 196 MPa, R = 353 MPa, A = 22 % • 8 h après ce traitement : Rp 0,2 = 196 MPa, R = 363 MPa, A = 22 % • 15 j après ce traitement : Rp 0,2 = 284 MPa, R = 441 MPa, A = 21 % Avec les alliages Al-Zn-Mg-Cu du type 7049 A par exemple, les températures de réversion sont comprises entre 180 et 200 oC. L’abaissement des caractéristiques est moins important qu’avec les alliages précédents : il n’est que de 60 % de l’abaissement que l’on peut obtenir par trempe. Les traitements de réversion ont néanmoins l’inconvénient de conférer aux produits une résistance à la corrosion plus faible que les traitements de trempe normaux.

Rp 0,2 = 100 MPa, R = 210 MPa, A = 26 % • 15 j après trempe : Rp 0,2 = 140 MPa, R = 250 MPa, A = 26 % Du point de vue pratique, ce traitement qui est applicable à de nombreux alliages d’aluminium peut donc présenter un certain intérêt pour les opérations de mise en forme délicates. Les conditions optimales de trempe échelonnées sont les suivantes : — alliage 2017 A : palier de 15 s à 2 min entre 230 et 300 oC ; — alliage 2024 : palier de 15 s à 1,5 min entre 275 et 320 oC ; — alliage 6181 : palier de 15 s à 2 min entre 300 et 430 oC ; — alliage 7049 A : palier de 15 s à 1,5 min entre 300 et 350 oC. ■ Les caractéristiques mécaniques obtenues par trempe échelonnée peuvent, dans le cas de certains alliages (A-SG par exemple), être supérieures à celles observées par trempe directe à la température ambiante de revenu. Les traitements de trempe échelonnée ont néanmoins l’inconvénient de diminuer la résistance à la corrosion.

4.6.2 Traitements de réversion Si l’on porte pendant quelques minutes à 200 o C un alliage Al-Cu 4 %, préalablement trempé et mûri, on observe une évolution de cet alliage qui le ramène à une dureté très voisine de celle de la trempe fraîche. L’alliage, abandonné à lui-même, mûrit ensuite, mais beaucoup plus lentement qu’après la trempe. L’intérêt industriel de ce phénomène appelé réversion est donc d’augmenter la durée pendant laquelle l’alliage est malléable et peut, par conséquent, être travaillé avant l’augmentation spontanée de ses caractéristiques mécaniques [80] [81] [82] [83].

M 1 290 − 36

4.7 Variations dimensionnelles durant le traitement thermique En plus des variations dimensionnelles réversibles, qui sont fonction des variations de température et du coefficient de dilatation de l’alliage considéré, des dilatations ou des contractions permanentes peuvent être rencontrées lors du traitement thermique. Ces variations sont de nature métallurgique et apparaissent lors de la création ou de la relaxation des contraintes, de la recristallisation, de la mise en solution et de la précipitation des éléments d’addition de l’alliage. Elles dépendent par ailleurs de la nature et de la teneur des éléments constituant l’alliage. La figure 52 [69] donne un exemple des variations dimensionnelles observées sur tôles en différents alliages d’aluminium, soit lors de la maturation à la température ambiante après trempe, soit lors du revenu. Dans le premier cas (figure 52a), la variation dimensionnelle au cours du séjour à la température ambiante est relativement faible, mais cependant d’amplitude suffisante pour que des états dimensionnellement stables soient préférés dans le cas d’instruments ou d’appareillages exigeant une très grande stabilité dimensionnelle. Dans le second cas (figure 52b), la variation dimensionnelle résulte des phénomènes de précipitation : elle se traduit par une dilatation dans le cas des alliages de la famille Al-Cu, dilatation qui est la plus importante avec les alliages à forte teneur en cuivre, mais qui est réduite progressivement en présence de magnésium. L’alliage 6181 subit, par contre, de très faibles variations dimensionnelles lors du revenu. Quant à l’alliage 7075, il est l’objet de contractions.

Toute reproduction sans autorisation du Centre français d’exploitation du droit de copie est strictement interdite. © Techniques de l’Ingénieur, traité Matériaux métalliques

____________________________________________________________________________________ TRAITEMENTS THERMIQUES DES ALLIAGES D’ALUMINIUM

— le chauffage par combustion d’un gaz ou du fioul : il est à signaler que ce mode de chauffage a fait des progrès importants ces dernières années, notamment dans le domaine de la précision de la température et de la constance du régime des brûleurs. Le choix d’un type de chauffage est évidemment fonction de considérations techniques, mais également économiques (coût du produit de combustion, facilité de disposer d’une source d’énergie plutôt que d’une autre,...).

Figure 52 – Variations dimensionnelles lors de la maturation ou du revenu après trempe de tôles en divers alliages d’aluminium

5. Exécution des traitements thermiques des alliages d’aluminium 5.1 Matériels et équipement 5.1.1 Fours Nota : le lecteur se reportera utilement à l’article [M 1 380] Fours de traitements thermiques.

Deux types de fours sont essentiellement utilisés pour le traitement de l’aluminium et de ses alliages. 5.1.1.1 Fours à atmosphère Ces fours se différencient, indépendamment de leur forme et de leurs dimensions, par l’énergie utilisée pour le réchauffage, par le moyen de chauffage des produits et enfin par leur possibilité ou non de traitement en continu. En ce qui concerne les types d’énergie utilisés, on peut faire une première grande subdivision entre les trois catégories ci-après : — le chauffage électrique par résistance, qui est souvent préféré par suite de sa facilité d’emploi, de la plus grande simplicité de construction de four et de l’équipement nécessaire au contrôle des températures ; — le chauffage électrique par induction, qui est essentiellement utilisé pour effectuer, en un temps extrêmement court, le réchauffage des billettes avant leur filage ;

En ce qui concerne le moyen de réchauffage des produits : — dans le cas des fours à chauffage électrique, le moyen de réchauffage de la charge est l’air atmosphérique, que l’on doit faire circuler rapidement au moyen de ventilateurs appropriés afin d’obtenir une répartition uniforme de la température et d’éviter les points chauds et froids ; — dans le cas des fours à chauffage par combustion, on peut faire appel à deux solutions : • le four est fondé sur le principe des échangeurs de chaleur et le moyen de réchauffage des produits est constitué par l’intermédiaire de tubes radiants par exemple, comme dans le cas précédent des fours électriques par la circulation forcée de l’air atmosphérique, • les gaz de combustion sont envoyés directement sur la charge à traiter. Des précautions doivent alors être prises afin d’éviter des dommages aux produits : en particulier, l’oxygène et surtout la vapeur d’eau contenus dans les gaz de combustion doivent être éliminés, car ces deux substances sont susceptibles de réagir fortement avec les produits (§ 4.3). Ce dernier type de four, d’emploi désormais limité, doit être exclu pour le traitement de demi-produits délicats (destinés à l’oxydation anodique par exemple) ; il peut être utilisé avec des précautions pour des températures relativement peu élevées (cas des traitements de recuit et de revenu). En ce qui concerne les fours proprement dits [10] [18], il en existe deux types essentiels : dans le premier, la charge est fixe dans le four, dans le second, elle se déplace à l’intérieur du four qui est alors de grande longueur et constitué de plusieurs zones de chauffage [96]. Le traitement thermique des tôles coupées à longueur peut s’exécuter dans les deux types de four ; celui des bobines déroulées nécessite l’emploi du second type de four. Le premier type de four à charge fixe est utilisé en particulier : — pour le recuit : ce sont les fours dits fixes également appelés fours dormants, les fours à cloche circulaire ou rectangulaire ; — pour la mise en solution et la trempe : ce sont les fours verticaux à chauffage par convection à air pulsé dans lesquels les pièces sont suspendues verticalement à l’aplomb du bac de trempe ; — pour le revenu. Le second type de four est le four continu dans lequel les produits se déplacent à travers une suite de zones de chauffage à une vitesse fixée à l’avance. Ce four, à convection forcée, est utilisé pour les traitements de recuit, de restauration et également de mise en solution et de trempe. C’est ce type de four qui est utilisé pour le traitement en continu des bobines déroulées. Les fours modernes de ce type utilisent la technique du coussin d’air [96] : la bande à traiter est transportée à travers le four sur des coussins d’air, l’air de ces coussins étant à la température ambiante dans la zone de refroidissement alors qu’il est préalablement chauffé dans la zone de chauffage et de maintien. 5.1.1.2 Fours à bain de sels Dans ces fours, les échanges thermiques sont réalisés par l’intermédiaire d’un mélange de sels fondus, relativement conducteur. Les mélanges utilisés sont à base de nitrite et de nitrate de sodium et/ou de potassium, généralement binaires ou ternaires et à point de fusion compris entre 145 et 315 oC. On peut ajouter du chromate de potassium qui a un rôle passivant. Ces mélanges, contenus dans une cuve en fer Armco, sont chauffés soit extérieurement, soit intérieurement,

Toute reproduction sans autorisation du Centre français d’exploitation du droit de copie est strictement interdite. © Techniques de l’Ingénieur, traité Matériaux métalliques

M 1 290 − 37

TRAITEMENTS THERMIQUES DES ALLIAGES D’ALUMINIUM

____________________________________________________________________________________

par des éléments chauffants immergés contenant généralement des résistances électriques. On doit toujours chercher à créer des courants de convection afin d’homogénéiser la température. ■ Avantages : — obtention de la température de régime de la charge en un temps très court : par exemple, alors que 1 h est nécessaire pour porter à 495 oC une pièce de 50 mm de diamètre à l’aide d’air à 500 oC circulant à 10 m/s, moins de 10 min suffisent avec un mélange de sels fondus nitrite-nitrate ; — très bonne précision de la température ; — diminution du temps de séjour de la charge dans le four, ce qui est avantageux dans le cas des produits plaqués (diminution ou élimination des phénomènes de diffusion) ou encore des produits sensibles au grossissement du grain ; — plus grande capacité de production. ■ Inconvénients : — coût d’exploitation supérieur à celui des fours à circulation d’air par suite des pertes de sels à chaque extraction de la charge, de la nécessité de laver la charge immédiatement après son extraction, du contrôle périodique de la composition des bains, de la nécessité de nettoyage des dépôts et d’entretien des cuves ; — précautions particulières par suite des risques de projections, de combustion et même d’explosion, consécutifs à l’introduction accidentelle de magnésium, d’alliages d’aluminium à haute teneur en magnésium (> 5 %), de cyanures, de corps comburants (bois, huiles, suies), de pièces mouillées ; risque également de décomposition spontanée à 600 o C ce qui, par prudence, entraîne la non-utilisation au-dessus de 530 oC ; — risque de corrosion par rétention de nitrite après traitement (un lavage immédiat et abondant est nécessaire) ; — aspect mat et grisâtre des produits traités ; — impossibilité d’effectuer un refroidissement lent après traitement ; — possibilités de déformations, voire de tapures, sur les pièces épaisses ou de section variable, par suite de la rapidité du chauffage.

5.1.2 Équipement pyrométrique Nota : le lecteur se reportera dans le traité Mesures et Contrôle, aux articles Pyromètres à bilames [R 2 540], Couples thermoélectriques. Caractéristiques et mesure de température [R 2 590] et à la référence [9].

Les thermocouples recommandés sont en fer-constantan ou en chromel-alumel (plus stables), nus de préférence dans les fours à air pour en réduire l’inertie, sous canne étanche dans les fours à bain de sels.

5.1.3 Cuves et bacs de trempe. Manutention Leur volume doit être suffisant pour qu’il n’y ait pas d’élévation notable de la température du fluide de trempe au cours des trempes, même répétées aux cadences prévues. Le temps de transfert des pièces du four de mise en solution au bac de trempe étant très important (§ 4.3.5), il y a lieu d’utiliser des moyens de manutention appropriés, voire mécanisés, afin de respecter les consignes.

5.2 Aspect des produits. Atmosphère des fours Nota : le lecteur se reportera à l’article Fours industriels [BE 8 842] dans le traité Génie énergétique et aux références [17] [98].

L’air atmosphérique utilisé comme moyen de chauffage ne devrait pas présenter de danger car son action devrait se limiter à une oxydation superficielle de la charge par l’oxygène. Toutefois, il peut arriver que dans les chambres des fours se créent des atmosphères particulières, polluées par des agents étrangers, qui peuvent alors

M 1 290 − 38

causer des dommages notables aux matériaux. Les substances qui peuvent polluer l’atmosphère d’un four de traitement thermique de l’aluminium ou de ses alliages sont sans doute très nombreuses, mais les plus dangereuses et les plus fréquentes sont l’humidité et les produits contenant du soufre. L’humidité, toujours plus ou moins présente dans l’atmosphère, peut être en quantité rédhibitoire dans l’enceinte du four par suite de la vapeur qui peut monter lors de la trempe (cas des fours de trempe verticaux) ou encore du brouillard qui peut être chassé dans le four (par exemple, pulvérisateurs mal orientés dans le cas de trempe aux jets). Quant aux substances sulfureuses, elles peuvent provenir soit des produits de combustion, soit de la décomposition de résidus d’huiles de lubrification restant sur les pièces à la suite des différentes phases de la transformation. L’action de ces substances nocives se manifeste sur les demi-produits, dans les cas les plus graves, par la formation de cloques superficielles parfois accompagnées de taches d’aspect plus ou moins blanchâtre (il ne faut toutefois pas confondre ce défaut avec des soufflures dues à un métal gazeux ou à des défauts de collage du placage). Les défauts sont susceptibles d’altérer profondément la structure et les caractéristiques mécaniques des produits traités, spécialement en ce qui concerne leur comportement aux sollicitations dynamiques. Pour empêcher l’apparition de ces défauts, il y a lieu : — d’éviter le plus possible les entrées de vapeur d’eau et de brouillard dans les fours ; — de proscrire le chauffage avec contact direct du gaz de combustion avec le métal (au mazout par exemple). Lorsqu’il n’est pas possible d’éviter totalement la présence de l’humidité dans un four de mise en solution, il est possible de réduire considérablement les risques en plaçant dans le four une charge de fluoborate de sodium (100 g/m3 d’air au début du traitement, puis diminution jusqu’à 5 g/m 3 en marche continue). Certains recommandent également l’introduction de fluorures du type NH4 HF2 et NH4BF4 [98]. Lors des traitements de recuit en particulier, il est bien entendu nécessaire d’éviter les taches d’oxydation, mais il peut être intéressant d’éviter également la seule oxydation superficielle produite sur les pièces par une atmosphère d’air pur (oxydation qui peut comporter des inconvénients pour les opérations ultérieures). Dans de tels cas, il est nécessaire de disposer d’une atmosphère inerte, c’est-à-dire privée d’oxygène. En négligeant les traitements sous vide, d’emploi très particulier et encore très limité, l’utilisation d’une atmosphère contrôlée, non oxydante, légèrement réductrice, peut constituer une solution rationnelle et économique : une telle atmosphère peut être obtenue par combustion d’un mélange approprié d’air avec du propane ou du gaz naturel, elle est alors constituée par les gaz de combustion déshumidifiés par passage dans des tours de refroidissement ; ces gaz sont composés essentiellement d’azote et de gaz carbonique : par exemple, la combustion partielle de propane dans l’air, vers 1 350 oC, avec un rapport air/gaz de 18 à 20, donne une atmosphère dont la composition moyenne est, à titre indicatif : N2 = 78 %, CO2 = 10 %, CO = 6 %, H2 = 6 % De tels fours sont de plus en plus utilisés pour le recuit des bandes minces destinées par exemple à l’anodisation brillante ou à la fabrication des condensateurs.

5.3 Recommandations pratiques pour l’exécution des traitements thermiques des alliages d’aluminium La précision de la température est un facteur important dans le cas du traitement thermique des alliages d’aluminium. Toutefois l’importance de ce facteur peut être modulée en fonction du traitement thermique envisagé et du produit ou de l’alliage considéré.

Toute reproduction sans autorisation du Centre français d’exploitation du droit de copie est strictement interdite. © Techniques de l’Ingénieur, traité Matériaux métalliques

____________________________________________________________________________________ TRAITEMENTS THERMIQUES DES ALLIAGES D’ALUMINIUM

■ Traitements d’homogénéisation : ces traitements sont généralement effectués dans des fours de grande capacité capables de traiter des charges importantes, charges qui sont constituées par des produits bruts de fonderie (plaques, billettes). Les températures d’homogénéisation varient, suivant les alliages, dans le domaine 450 à 630 oC (§ 2.3). Une précision de ± 5 oC est souhaitable lorsque l’on veut bien maîtriser certaines propriétés finales des produits (§ 2.2). Toutefois dans de nombreux cas simples, une précision de ± 10 oC peut s’avérer suffisante. ■ Traitements de recuit et de restauration : une précision de ± 10 oC est la plupart du temps suffisante pour les traitements de recuit. Mais une précision de ± 5 oC est souvent nécessaire pour les traitements de restauration, en particulier pour ceux effectués dans la zone de grande sensibilité des caractéristiques à la température de traitement (figures 8, 9, 10 et 53). ● Si la température a été trop faible, le produit garde une structure d’écrouissage trop prononcée se traduisant par une plasticité insuffisante. ● Si la température a été trop élevée, le produit est trop restauré, voire partiellement ou totalement recristallisé et par suite ses caractéristiques mécaniques (résistance et limite d’élasticité) sont insuffisantes. ■ Traitements de mise en solution : une précision de ± 5 oC sur le produit est absolument nécessaire, sauf rares exceptions (tableau 8). ● Si la température a été trop faible, la mise en solution est incomplète et le produit risque de présenter des caractéristiques insuffisantes ou non conformes aux spécifications. De plus, pour certains alliages (Al-Zn-Mg-Cu en particulier) d’autres propriétés telles que la ténacité peuvent être altérées. ● Si la température a été trop élevée, l’alliage risque d’avoir été brûlé. Le phénomène de brûlure, décrit dans le paragraphe 4.2.1, se révèle redhibitoire pour les caractéristiques mécaniques statiques mais surtout dynamiques. Une telle précision est compatible avec les fours modernes même de grande dimension. Une précision de ± 3 oC et même moins est actuellement obtenue sur les fours destinés à traiter les alliages d’aluminium à hautes performances pour applications aéronautiques ou autres. À titre d’exemple, il faut citer le nouveau four d’Issoire capable de traiter avec une telle précision des tôles de 22 m de longueur et de 3,4 m de largeur, cela ayant été obtenu grâce aux progrès réalisés dans la structure des fours, l’étanchéité, la ventilation forcée, la régulation et aussi grâce à l’introduction de l’informatique qui, par micro-ordinateurs, microprocesseurs, gère pratiquement toutes les fonctions. ■ Traitements de revenu : une précision de ± 5 oC est généralement suffisante. Toutefois, dans le cas des traitements de sur-revenu du type T7 des alliages Al-Zn-Mg-Cu de la série 7000, une précision de ± 3 oC est absolument nécessaire pour la bonne exécution du deuxième palier du traitement effectué dans le domaine 160 à 180 oC (tableau 13 et figures 50 et 51). Les fours modernes de revenu sont actuellement capables d’une précision de ± 1,5 oC et sont donc normalement bien adaptés pour répondre aux impératifs décrits ci-avant.

5.3.1 Recommandations pour le montage et la constitution des charges dans le four de traitement thermique Il est essentiel de signaler que la disposition des pièces dans le four de traitement thermique est un paramètre important pour la qualité des produits, cela en particulier dans le cas de la mise en solution et de la trempe et, à un degré moindre toutefois, dans le cas du recuit et surtout du revenu. Aussi les principes suivants sont-ils recommandés.

Figure 53 – Courbes de restauration des alliages 1100 et 5052 à l’état H18

■ Aérer les charges, éviter les effets de masques, d’écrans, en s’assurant que le passage de l’air chauffant soit toujours possible durant le chauffage. Par exemple, dans le cas des produits plats, placer les pièces parallèlement au sens de circulation de l’air. ■ S’assurer que le chauffage est obtenu par échange avec l’air (ou les sels fondus) et non par conduction métallique directe. Proscrire tout contact avec les parois du four sous peine de surchauffe locale (interposer au besoin des briques réfractaires ou des feuilles d’amiante). ■ Éviter de placer les pièces dans les zones froides reconnues lors de l’étalonnage du four (près des portes en particulier). ■ Tenir compte des risques de déformation des pièces à chaud soit sous l’effet de leur propre poids, soit sous l’effet d’autres pièces (dans le cas d’empilages par exemple) car, aux températures de traitement, la résistance à chaud ainsi que la résistance au fluage du métal devient très faible. Donner la préférence aux positions supportées (pièces suspendues ou posées à plat sur leurs surfaces les plus grandes). ■ Réfléchir à l’incidence de la forme des pièces sur les risques d’hétérogénéité du traitement : par exemple les extrémités ainsi que les voiles minces, les nervures peuvent être à l’origine de perturbations par échauffement (ou refroidissement à la trempe) beaucoup plus rapide que le reste de la pièce. Pour remédier à ces phénomènes on peut recourir à des isolations locales (revêtements par poteyage par exemple). De telles précautions peuvent réduire les déformations et éviter les tapures lors de la trempe. (0) ■ Dans le cas des pièces devant être trempées : — s’assurer que leur distance est suffisante pour laisser passer l’eau de refroidissement ainsi que la vapeur ; — ne pas emboîter les pièces creuses les unes dans les autres, les présenter ouverture en haut lors de la trempe de manière à permettre l’échappement de l’air intérieur ; prendre les mesures nécessaires pour éviter qu’elles flottent (par exemple en les immergeant dans des casiers en métal déployé) ;

Toute reproduction sans autorisation du Centre français d’exploitation du droit de copie est strictement interdite. © Techniques de l’Ingénieur, traité Matériaux métalliques

M 1 290 − 39

TRAITEMENTS THERMIQUES DES ALLIAGES D’ALUMINIUM

____________________________________________________________________________________

Tableau 8 – Température de mise en solution et conditions de trempe des alliages d’aluminium de corroyage Mise en solution Alliage

TempéPrécision ± rature (oC) (oC)

État

Milieu de trempe

■ Lorsque le métal a atteint la température du traitement, éviter les oscillations de température de grande amplitude (travailler alors avec la puissance réduite du four et surtout disposer d’une pyrométrie adéquate). ■ Arrêter la ventilation avant l’ouverture des portes et la sortie des pièces à tremper, en particulier afin d’éviter l’aspiration d’air frais qui refroidirait les pièces restant dans le four. 5.3.2.2 Cas des fours à bain de sels

2001 2011 2014 2017 A 2024 2030 2036 2117 2218 2219 2618 A

Filé Filé Tous produits Tous produits Tous produits Filé Laminé Tous produits Matricé Tous produits Tous produits

535 525 502 500 495 500 500 505 510 535 530

2 5 5 5 5 5 5 5 5 5 5

eau froide eau  40 o C eau  40 o C (1) eau  40 o C (1) eau  40 o C (1) eau  40 o C eau air ou eau (2) eau 100 oC eau  40 o C eau  60 o C (3)

4032

Matricé

510

5

eau  80 o C

6005 A 6060 6061 6063 6066 6070 6081 6082 6101 6181 6262

Tous produits Tous produits Tous produits Tous produits Tous produits Filé Tous produits Tous produits Fil machine Tous produits Filé

535 535 530 530 530 530 540 540 550 540 540

5 10 5 10 5 5 5 5 5 5 5

air ou eau (2) (4) air ou eau (2) (4) air ou eau (2) (4) air ou eau (2) (4) eau eau (4) eau (4) eau (4) eau (4) eau (4) eau (4)

7001 7010 7020 7049 A 7050 7051 7075 7079 7175 7178 7475

Tous produits Tous produits Tous produits Tous produits Tous produits Tous produits Tous produits Tous produits Tous produits Tous produits Tous produits

465 475 450 465 475 450 465 455 465 465 465

5 5 10 5 5 10 5 5 5 5 5

eau  40 o C eau  80 o C air ou eau (2) (4) eau  40 o C (1) eau  40 o C air ou eau (2) (4) eau  40 o C (1) eau  40 o C eau  40 o C eau  40 o C eau  40 o C

(1) Dans le cas des grosses pièces de forge en particulier, on peut être amené pour diminuer les déformations à tremper les pièces à des températures supérieures à celles indiquées mais qui cependant ne doivent pas dépasser 80 oC. (2) Ces alliages présentent une faible vitesse critique de trempe ; de ce fait, les produits de faible épaisseur peuvent être trempés à l’air soufflé. (3) Cet alliage peut être trempé à l’eau bouillante, en particulier dans le cas des grosses pièces de forge. (4) Ces alliages peuvent être trempés sur presse (§ 4.3.8).

■ Afin d’assurer des conditions satisfaisantes, viser un poids de charge admissible compris entre le 1/10 et le 1/20 de la masse de sels contenus dans la cuve. ■ Proscrire également l’introduction des pièces dans un bain de sels porté à une température supérieure à celle du traitement (risques de tapures au moment de l’immersion ou de brûlures locales). ■ Laver les pièces après traitement pour éviter la corrosion par les résidus de nitrite en présence d’humidité : — laver à l’eau chaude de préférence s’il n’y a pas lieu de craindre pour l’alliage considéré un effet de maturation artificielle prématurée ; — sinon laver à l’eau froide courante pour exclure la rétention de traces de sels. ■ Ne pas traiter en bain de sels les produits anodisés car la couche d’alumine serait difficile à débarrasser des sels imprégnés. ■ Vider périodiquement la cuve en transvasant le sel fondu à une température aussi basse que possible, pour inspection et élimination des dépôts et des boues.

5.3.3 Recommandations pour les traitements de mise en solution ■ Températures : elles sont données dans le tableau 8 pour les alliages d’aluminium de corroyage et dans le tableau 9 pour les alliages d’aluminium de fonderie. ■ Durée : le tableau 10 fournit des indications générales concernant la durée de mise en solution des alliages d’aluminium de corroyage. En fait les durées peuvent varier en fonction de la nature de l’alliage et aussi de la microstructure du produit avant traitement thermique. Par exemple dans le cas d’une tôle d’épaisseur 1 mm la mise en solution est obtenue en : 1 min pour les alliages type 6060-6063-7020 ; 2 min pour les alliages type 6005 A, 6081 ; 6 min pour l’alliage 2017 A ; 10 min pour l’alliage 2024 ; 30 min pour l’alliage 2014. (0)

— pour les petites pièces en vrac, les poser par couches sur des intercalaires (en métal déployé par exemple) et les tremper par déversement en chute libre ou sur un plan incliné disposé dans le bac de trempe.

5.3.2 Recommandations pour la conduite des fours de traitements thermiques 5.3.2.1 Cas des fours à ventilation forcée ■ Éviter d’introduire les pièces dans le four froid mais au contraire porter le four à la température de traitement prescrite avant changement ; cela permet une meilleure régularité due à l’équilibre thermique interne du four, un chauffage plus rapide, un temps de mise à température des pièces prévisible et reproductible. ■ Éviter de préchauffer le four à une température supérieure du traitement en voulant anticiper sur le refroidissement consécutif à l’enfournement de la charge.

M 1 290 − 40

Tableau 9 – Température de mise en solution et conditions de trempe des alliages d’aluminium de fonderie Mise en solution Alliage

Température Précision ± (oC) (oC)

Milieu de trempe

A-U4NT A-U5GT A-U5NK A-U5NZr

515 525 530 545

5 5 5 5

eau chaude (70 à 80 oC) eau froide eau bouillante eau bouillante

A-S2GT A-S4G A-S7G A-S7G0,3 A-S7G0,6 A-S9KG A-S10G A-S18UNG

540 510 540 540 540 540 540 505

5 5 5 5 5 5 5 5

eau froide ou  50 o C eau froide ou  50 o C eau froide ou  50 o C eau froide ou  50 o C eau froide ou  50 o C eau froide ou  50 o C eau froide ou  50 o C eau chaude (70 à 80 oC)

Toute reproduction sans autorisation du Centre français d’exploitation du droit de copie est strictement interdite. © Techniques de l’Ingénieur, traité Matériaux métalliques

____________________________________________________________________________________ TRAITEMENTS THERMIQUES DES ALLIAGES D’ALUMINIUM

(0)

Tableau 10 – Durée de mise en solution des alliages d’aluminium de corroyage Durée Épaisseur (1)

Four à air (2) minimale maximale (4) (min) (min)

(mm) inférieure à 0,4 0,4 à 0,5 0,5 à 0,8 0,8 à 1,35 1,35 à 2,3 2,3 à 3,2 3,2 à 4,6 4,6 à 6,4 6,4 à 12,7 pour chaque 12,7 supplémentaire

20 20 25 30 35 40 50 55 65 + 30

25 30 35 40 45 55 60 65 75 + 30

Four à bain de sels (3) minimale maximale (4) (min) (min) 10 10 15 20 25 30 35 35 45 + 20

15 20 25 30 35 45 45 45 55 + 20

(1) Épaisseur ou dimension minimale. (2) Le temps commence à partir du moment où tous les instruments de mesure du four sont revenus à la température de consigne (qui était la température du four avant introduction de la charge). (3) Le temps commence à partir de l’immersion des pièces dans le bain sauf si l’introduction d’une charge importante entraîne une diminution de la température du bain, auquel cas le temps commence à partir du moment où le bain a retrouvé la température de consigne. (4) Durée applicable aux produits plaqués seulement.

Le tableau 11 donne les durées de mise en solution généralement admises pour les alliages d’aluminium de fonderie. Cas des alliages plaqués : le lecteur se reportera au paragraphe 4.2.2. (0)

Tableau 11 – Durée de mise en solution des alliages d’aluminium de fonderie Alliage

Durée moyenne (h)

A-U4NT A-U5NK A-U5NZr A-U5GT

6 20 5 4

A-S2GT A-S4G A-S7G A-S7G0,3 A-S7G0,6 A-S9KG A-S10G A-S18UNG

4 4 8 8 10 6 6 5

■ Temps de transfert entre four de mise en solution et trempe : le tableau 12 donne le délai maximal admissible pour le temps de transfert des produits entre le four de mise en solution et le bac de trempe. On doit considérer que le délai commence quand la porte du four commence à s’ouvrir ou lorsque le premier angle de la charge émerge du bain de sels et se termine quand le dernier angle de la charge est immergé dans le fluide de trempe. Ces conditions paraissent évidemment très draconiennes mais elles sont souvent exigées, en particulier dans le cas des alliages à haute résistance (destinés à l’industrie aéronautique par exemple) : par voie de conséquence, elles imposent des conceptions d’ouverture des fours et des moyens de manutention adaptés. (0)

Tableau 12 – Temps de transfert entre four de mise en solution et trempe (d’après la spécification MIL-H-6088) Épaisseur (mm)

Délai maximal (s)

inférieure à 0,4 0,4 à 0,8 0,8 à 2,3 supérieure à 2,3

5 7 10 15

5.3.4 Recommandations pour la trempe ■ Trempe : les milieux de trempe recommandés sont donnés dans les tableaux 8 et 9. La trempe à l’eau chaude ou même bouillante peut être envisagée pour réduire les contraintes résiduelles et les risques de tapures des produits de forte section. Il faut alors dans ce cas se préoccuper des risques d’altération des caractéristiques finales et en particulier de la résistance à la corrosion intercristalline et de la résistance à la corrosion sous tension dans le sens travers court (cas en particulier des alliages Al-Cu de la série 2000 et des alliages Al-Zn-Mg-Cu de la série 7000). De plus, dans le cas de la trempe à l’eau chaude et surtout à l’eau bouillante, il y a lieu de ne pas prolonger le séjour des pièces dans la cuve de trempe afin d’éviter une maturation accélérée. Les durées maximales de séjour recommandées sont de : • 5 min dans le cas d’une température d’eau de trempe comprise entre 30 et 50 oC ; • 3 min dans le cas d’une température d’eau de trempe comprise entre 50 et 70 oC ; • 1 min dans le cas d’une température d’eau de trempe à 100 oC.

Il peut être admis que le temps de transfert soit dépassé si la température mesurée en tous points de la charge est supérieure à 415 oC au moment de l’immersion dans le fluide de trempe car c’est généralement le domaine 400 à 250 oC qui est le plus critique et qui doit être traversé le plus rapidement possible.

5.3.5 Recommandations pour la maturation Nota : le lecteur se reportera utilement au paragraphe 4.4 et aux figures 33, 34, 35 et 36.

D’une façon générale on peut admettre que : — Pour les alliages de corroyage : la maturation est terminée après 5 jours avec les alliages de la série 2000 (à l’exception de l’alliage 2117 pour lequel 1 mois est nécessaire) et après 15 jours avec les alliages de la série 6000.

Toute reproduction sans autorisation du Centre français d’exploitation du droit de copie est strictement interdite. © Techniques de l’Ingénieur, traité Matériaux métalliques

M 1 290 − 41

TRAITEMENTS THERMIQUES DES ALLIAGES D’ALUMINIUM

____________________________________________________________________________________

En revanche avec les alliages de la série 7000 la maturation est très lente et n’est en fait jamais terminée ; on admet néanmoins qu’un niveau satisfaisant de maturation est atteint après 2 à 3 mois de séjour à la température ambiante (c’est pourquoi l’état trempé de ces alliages est symbolisé W et non T4 comme pour les alliages des séries 2000 ou 6000). — Pour les alliages de moulage : seuls les alliages A-U4NT, A-U5GT et A-S5U3G sont utilisés à l’état trempé mûri (Y24-Y34). Pour ces alliages la maturation demande de l’ordre de 5 jours à la température ambiante. Il est important de signaler qu’aussitôt après trempe (état dit de trempe fraîche) l’alliage présente sa plasticité maximale et que par conséquent cet état peut être mis à profit pour effectuer des mises en forme. Les courbes de maturation des figures 33, 34, 35 et 36 sont intéressantes à connaître à cet égard, elles montrent en particulier que l’état de trempe fraîche peut être prolongé en plaçant les pièces après trempe dans une enceinte à 0 oC et même moins (les enceintes réfrigérées sont utilisées en particulier pour la pose des rivets en alliage 2117, 2017 A, 2024,...). Écrouissage sur état mûri : un écrouissage peut être effectué après trempe pour obtenir des caractéristiques différentes (augmentation de la résistance en particulier). Cet écrouissage, généralement très faible (inférieur à 10 % mais souvent de l’ordre de 1 à 4 %), peut être effectué par laminage, étirage, traction ou combinaison de ces opérations. L’état des alliages ayant subi un tel écrouissage est symbolisé T3.

5.3.6 Recommandations pour le traitement de revenu ■ Alliages d’aluminium de corroyage Le tableau 13 donne les conditions de revenu des alliages d’aluminium de corroyage (température et durée) ainsi que la symbolisation des états avant et après revenu. Nota : le lecteur pourra utilement consulter les paragraphes 4.5.2 et 4.5.3 concernant l’influence du temps d’attente entre trempe et revenu et l’influence de la durée de montée à la température de revenu.

Il est important de rappeler par ailleurs que les états du type T7 des alliages de la série 7000 correspondent à des optimisations ou à des compromis très pointus des caractéristiques (résistance mécanique, ténacité, résistance à la corrosion). Ces états ont été définis relativement récemment et du fait qu’ils s’appliquent à des alliages très performants utilisés le plus souvent dans des industries de pointe (aéronautique, espace, armement, sports), des recherches importantes continuent d’être conduites à leur égard dans la plupart des grands laboratoires mondiaux compétents en métallurgie de l’aluminium et ils sont donc susceptibles d’évoluer et d’être modifiés dans l’avenir. Aussi, dans le cas où l’utilisateur en a la possibilité, lui est-il conseillé de consulter le producteur du produit afin de connaître le traitement le plus approprié compte tenu de l’utilisation envisagée. (0) ■ Alliages d’aluminium de fonderie Le tableau 14 donne les conditions de revenu des alliages d’aluminium de fonderie. Il est également indiqué sur ce tableau les conditions des traitements dits de stabilisation qui prennent une grande importance dans le cas des pièces obtenues par moulage. Les traitements de stabilisation sont des chauffages de détensionnement destinés à améliorer la stabilité dimensionnelle des alliages de fonderie non trempés. Ils correspondent aux états normaux d’utilisation des alliages A-S10UG, A-S12UN, A-S22UNK (états Y25 et Y35) généralement destinés à des pièces travaillant à chaud, pistons en particulier. Les traitements conseillés sont donnés dans le tableau 14. Ils permettent d’éviter les phénomènes d’expansion ou de contraction liés aux modifications structurales de l’alliage. De tels traitements peuvent également être effectués sur les alliages de fonderie non traités thermiquement (états Y20 et Y30) toutes les fois qu’une amélioration de la stabilité dimensionnelle est souhaitable. L’effet de détensionnement débute vers 160 oC et n’est à peu près total qu’au-dessus de 350 oC.

M 1 290 − 42

Les traitements conseillés sont : • 8 h à 240 oC ; • 6 h à 260 oC ; • 4 h à 300 oC ; • 2 h à 350 oC ; ces traitements modifient les caractéristiques de l’alliage en produisant généralement un adoucissement. (0) L’alliage A-S13, très stable normalement, peut être rendu encore plus stable pour des pièces très complexes par un traitement de 8 h à 240 oC ou de 2 h à 350 oC. Les alliages A-G3T, A-G4Z, A-G6 qui sont moins stables peuvent être efficacement stabilisés par un traitement de 2 h à 350 o C n’altérant pas leurs caractéristiques. Les alliages A-U8SZ, A-U8S, A-U10S4 peuvent être stabilisés 8 h à 240 oC ou 2 h à 350 oC. Il en est de même pour les alliages A-S2GT, A-S4G, A-S5U, A-S5U3. En revanche pour les alliages A-S7G, A-S9G, A-S9UG, A-S9KG, A-S9U3, A-S10G, A-S12, A-S12U, le traitement 2 h à 240 oC est conseillé.

5.3.7 Recommandations pour les traitements d’adoucissement par restauration ou recuit ■ Recuits de précipitation : ces recuits ne sont effectués que sur les alliages à durcissement structural (§ 4.1.3). Une vitesse de refroidissement de 25 à 30 oC/ h est exigée entre la température de recuit et 260 oC pour obtenir une bonne coalescence des phases précipitées (tableau 15). Dans le cas des alliages de la série 7000, s’il s’avère nécessaire d’obtenir une aptitude à la mise en forme optimale, le refroidissement à la vitesse de 25 à 30 oC/ h peut être effectué jusqu’à 230 oC (au lieu de 260 oC) et, de plus, un maintien de quelques heures à 230 oC peut être réalisé. Le tableau 16 illustre l’intérêt de tels refroidissements dans le cas de l’alliage 7075. ■ Recuits de recristallisation : ces traitements conduisent à l’état O (tableau 15). Les conséquences métallurgiques inhérentes à ce type de recuit et les précautions à prendre pour éviter les phénomènes de grossissement de grain sont exposées au paragraphe 3.3. ■ Recuits de restauration (ou recuits partiels) : ces traitements (tableau 15) conduisent aux états type H2 (§ 2.2). La figure 53 donne l’évolution de la limite d’élasticité, en fonction de la température et de la durée du traitement, des deux alliages 1100 et 5052 sous forme de tôles initialement fortement écrouies (état H18).

5.3.8 Contrôles après traitement thermique Différents types de contrôle peuvent être effectués après traitement thermique : ■ Contrôles non destructifs Le ressuage est souvent utilisé pour déceler les défauts de surface peu ou pas apparents débouchant en surface et ayant pour origine le traitement thermique (criques et tapures de trempe par exemple). Les ultrasons, la radiographie, les courants de Foucault peuvent être utilisés pour la détection des défauts internes. La macrographie révèle par attaque chimique la texture cristalline (dimension et orientation des grains). Ce contrôle est très utile pour s’assurer que les traitements de recuit ou de mise en solution n’ont pas entraîné de grossissement de grain rédhibitoire.

Toute reproduction sans autorisation du Centre français d’exploitation du droit de copie est strictement interdite. © Techniques de l’Ingénieur, traité Matériaux métalliques

____________________________________________________________________________________ TRAITEMENTS THERMIQUES DES ALLIAGES D’ALUMINIUM

Tableau 13 – Conditions de revenu des alliages d’aluminium de corroyage Alliage

État initial (1)

Type de produit

Laminé-filé Tous produits Matricé Laminé Laminé Filé Matricé Tous produits Tous produits

T4

Matricé

10 h à 170 oC

T6

T1-T4 T1-T4 T4 T4 T1-T4 T4 T4

Tous produits Tous produits Laminé Filé-forgé Tous produits Tous produits Filé

Filé Laminé-filé

2024

T3 T4 T4 T31 T37 T3 T4 T4 T451

4032 6005 A 6060 6061

2618 A

6063 6066 6070 6081 6082 6181 6262 7001 7010

7020 7049 A

  

T1-T4 T4

  

Tous produits Filé

W W W W-W51 W-W51 W-W51

Tous produits Tous produits Tous produits Tous produits Tous produits Tous produits

W W W W W W51 W51 W51 W W52 W W51 W51 W-W51 W-W51 W W W51-W52

7079

W

Tous produits Filé Filé Matricé Fil-Rivet Filé Laminé Laminé Matricé Matricé Tous produits Filé Filé Laminé Laminé Matricé Matricé Matricé Tous produits

7175 7475

W W W51 W W52 W W-W51 W51

Tous produits Tous produits Laminé Matricé Matricé Tous produits Laminé Filé

7050

7075

7178

État final (1) T8 T6 T6 T8 T6 T6 T81 T87 T8 T6 T6 T651

T3 T4

2218 2219

Revenu (2) 14 h à 160 oC 18 h à 160 oC 10 h à 170 oC 8 à 12 h à 190 oC 9 à 16 h à 190 oC 10 h à 170 oC 18 h à 175 oC 24 h à 165 oC 18 h à 190 oC 26 h à 190 oC 20 h à 200 oC 19 h à 190 oC

2011 2014

8 h à 175 oC 6 h à 185 oC ou 8 h à 175 oC 18 h à 160 oC 8 h à 175 oC 8 h à 175 oC 8 h à 175 oC 18 h à 160 oC o  16 h à 165 C o ou 10 h à 170 C   ou 8 h à 175 oC 8 à 12 h à 170 oC 24 h à 120 oC 8 h à 135 oC 8 à 12 h à 100-120 oC + 6 à 15 h à 172 oC 8 à 12 h à 100-120 oC + 8 à 18 h à 172 oC 8 à 12 h à 100-120 oC + 10 à 24 h à 172 oC 5 jours à 20 oC + 4 h à 100 oC + 24 h à 140 oC ou 5 jours à 20 oC + 4 h à 100 oC + 8 h à 160 oC 12 h à 135 oC 24 h à 120 oC + 12 à 14 h à 163 oC 24 h à 120 oC + 12 à 14 h à 170 oC 48 h à 20 oC + 24 h à 120 oC + 10 à 16 h à 170 oC 4 h à 120 oC + 8 h à 180 oC 3 à 6 h à 120 oC + 15 à 18 h à 163 oC 3 à 6 h à 120 oC + 12 à 15 h à 163 oC 3 à 6 h à 120 oC + 24 à 30 h à 163 oC 3 à 6 h à 120 oC + 6 à 12 h à 177 oC 3 à 6 h à 120 oC + 6 à 8 h à 177 oC 24 h à 120 oC ou 12 h à 135 oC 3 à 5 h à 120 oC + 18 à 21 h à 160 oC 6 à 8 h à 107 oC + 6 à 8 h à 177 oC 3 à 5 h à 120 oC + 15 à 18 h à 163 oC 6 à 8 h à 107 oC + 24 à 30 h à 163 oC 6 à 8 h à 107 oC + 6 à 8 h à 177 oC 6 à 8 h à 107 oC + 8 à 10 h à 177 oC 6 à 8 h à 107 oC + 6 à 8 h à 177 oC 5 jours à 20 oC + 48 à 50 h à 115 oC ou 6 à 10 h à 95 oC + 23 à 28 h à 120 oC 24 h à 120 oC ou 12 h à 135 oC 24 h à 120 oC ou 12 h à 135 oC 6 à 8 h à 107 oC + 24 à 30 h à 163 oC 6 à 8 h à 107 oC + 8 à 10 h à 177 oC 6 à 8 h à 107 oC + 6 à 8 h à 177 oC 24 h à 120 oC 3 à 5 h à 120 oC + 15 à 18 h à 163 oC 3 à 5 h à 120 oC + 18 à 21 h à 163 oC

T5-T6 T5-T6 T6 T6 T5-T6 T6 T6 T5-T6 T5-T6 T5-T6 T6 T6 T6 T76-T7651 T736-T73651 T73-T7351 T6 T6 T76 T73 T73 T73 T7651 T7651 T73651 T736 T73652 T6 T7651 T7351 T76-T7651 T73-T7351 T736 T73 T7351-T7352 T6 T6 T6 T7351 T73 T7352 T6 T76-T7651 T7651

(1) Les symboles des traitements sont au tableau 2, W est l’état trempé des alliages de la série 7000. (2) Précision de la température de revenu, ± 5 oC ; toutefois dans le cas des traitements du type T7 des alliages de la série 7000 une précision de ± 3 oC est le plus souvent souhaitable.

Toute reproduction sans autorisation du Centre français d’exploitation du droit de copie est strictement interdite. © Techniques de l’Ingénieur, traité Matériaux métalliques

M 1 290 − 43

TRAITEMENTS THERMIQUES DES ALLIAGES D’ALUMINIUM

____________________________________________________________________________________

Tableau 14 – Conditions de revenu et de stabilisation des alliages d’aluminium de fonderie Alliage

Traitement de revenu 12 h à 180 oC 16 h à 215 oC 16 h à 215 oC 6 h à 160 oC 5 h à 150 oC .................................................................. 6 h à 160 oC 6 h à 160 oC 6 h à 160 oC 6 h à 170 oC 16 h à 165 oC 10 h à 160 oC .................................................................. .................................................................. ..................................................................

A-U5GT A-U5NK A-U5NZr A-S2GT A-S4G A-S5U3 A-S7G A-S7G0,3 A-S7G0,6

A-S18UNG



8 h à 210 oC ............................................................. .................................................................. ..................................................................

État final

2 à 6 h à 240 oC



A-S9KG A-S10G A-S10UG A-S12UN A-S2OU

A-S22UNK A-Z5G (1)

Traitement de stabilisation

 8 h à 210 oC 8 h à 210 oC 8 h à 200 oC 8 h à 210 oC



4 h à 320 oC 10 h à 180 oC

Y23-Y33 Y29-Y39 Y29-Y39 Y23-Y33 Y23-Y33 Y25-Y35 Y23-Y33 Y23-Y33 Y23 Y33 Y23-Y33 Y23-Y33 Y25-Y35 Y35 Y35 Y33 Y35 Y35 Y25-Y35

(1) Cet alliage peut être utilisé dans les états Y29-Y39 qui correspondent à une maturation après moulage au moins égale à 30 jours à la température ambiante. Cette maturation naturelle peut être remplacée par une maturation artificielle de 10 h à 180 oC (états Y25-Y35).

La dureté est un moyen commode, rapide et économique pour contrôler la bonne exécution d’un traitement thermique car cette caractéristique est liée – de façon peu précise il est vrai – à la résistance mécanique (limite d’élasticité en particulier). Bien que, contrairement au cas des aciers, il n’y ait pas de corrélation précise entre la dureté et la charge de rupture, la mesure de dureté peut permettre par exemple : — de s’assurer de la bonne homogénéité du durcissement ou de l’adoucissement créé par le traitement thermique (soit sur une même pièce, soit sur les différentes pièces d’un même lot, soit encore sur différents lots) ; — de s’assurer que les valeurs obtenues sont normales compte tenu de l’état désiré pour l’alliage ; le tableau 17 donne à cet égard les valeurs typiques à respecter pour un certain nombre d’alliages d’aluminium. À remarquer que le tableau donne les valeurs maximales dans le cas des états recuits (états O) et les valeurs minimales dans le cas des états T3, T4, T5, T6, T7, T8, mais, dans tous les cas, ces valeurs minimales ou maximales ne doivent pas être considérées comme des valeurs garanties mais des valeurs types. La conductivité électrique est, de même que la dureté, un moyen commode, rapide et économique. Elle permet de s’assurer que l’état visé a bien effectivement été obtenu. Ce moyen de contrôle est très utilisé et même normalisé pour s’assurer de la bonne exécution des traitements du type T7 (T76, T736, T73) des alliages série 7000. Le

tableau 17 donne également les valeurs typiques de conductivité électrique qui doivent être obtenues sur un certain nombre d’alliages d’aluminium. ■ Contrôles destructifs Ces contrôles nombreux ne sont cités que pour mémoire. La résistance mécanique en traction est beaucoup plus précise que la dureté pour s’assurer de la bonne qualité du produit et donc de la bonne exécution du traitement thermique. La résistance à la corrosion intercristalline ainsi que la résistance à la corrosion sous tension sont très souvent déterminées dans le cas des alliages à haute résistance des séries 2000 et 7000. Ces caractéristiques permettent d’apprécier la bonne qualité : — de la trempe dans le cas des alliages de la série 2000 à l’état T4 ; — du revenu dans le cas des alliages des séries 2000 et 7000 à l’état T6 ; — du sur-revenu dans le cas des alliages de la série 7000 à l’état T7. Il existe des essais plus spécifiques tels que : — l’aptitude à la mise en forme (par pliage, emboutissage) ; — la résistance à la fatigue ; — la ténacité. (0) (0) (0)

M 1 290 − 44

Toute reproduction sans autorisation du Centre français d’exploitation du droit de copie est strictement interdite. © Techniques de l’Ingénieur, traité Matériaux métalliques

____________________________________________________________________________________ TRAITEMENTS THERMIQUES DES ALLIAGES D’ALUMINIUM

Tableau 15 – Conditions de recuit des alliages d’aluminium de corroyage

Alliage

Recuit de précipitation (après traitement thermique) Température (oC)

1050 1070 A-1080 A 1100 1199 1200 2011 2014-2017 A 2024 2030 2117 2218 2618 A

Durée Refroidissement (h)

Recuit de recristallisation (sur métal écroui)

Recuit de restauration (sur métal écroui)

Température (oC)

Durée (h)

Refroidissement

Température (oC)

Durée (4) (h)

240 à 280 230 à 270 240 à 280 200 à 260 240 à 280

1à4 1à4 1à4 1à4 1à4

270 à 300 270 à 300

2à8 2à8

240 à 300 270 à 300 270 à 300

2à8 2à8 2à8

........................ ........................ ........................ ........................ ........................

........... ........... ........... ........... ...........

............................ ............................ ............................ ............................ ............................

330 à 400 320 à 380 330 à 400 300 à 350 330 à 400

0,5 à 2 0,5 à 2 0,5 à 2 0,5 à 2 0,5 à 2

air air air air air

400 à 430 400 à 430 400 à 430 400 à 430 400 à 430 400 à 430 400 à 430

1à3 1à3 1à3 1à3 1à3 1à3 1à3

lent (1) lent (1) lent (1) lent (1) lent (1) lent (1) lent (1)

350 à 400 350 à 400 350 à 400 350 à 400 350 à 400 350 à 400 350 à 400

0,5 à 2 0,5 à 2 0,5 à 2 0,5 à 2 0,5 à 2 0,5 à 2 0,5 à 2

lent (1) lent (1) lent (1) lent (1) lent (1) lent (1) lent (1)

400 à 430 (3) 330 à 380

0,5 à 2 0,5 à 2

air air

260 à 300 250 à 300

1à4 1à4

3003 3004-3005

........................ ........... ............................ ........................ ........... ............................

5005 5050-5052 5056 A-5083-5086 5150 5251-5454-5754

........................ ........................ ........................ ........................ ........................

........... ........... ........... ........... ...........

............................ ............................ ............................ ............................ ............................

340 à 380 330 à 380 330 à 380 330 à 380 330 à 380

0,5 à 2 0,5 à 2 0,5 à 2 0,5 à 2 0,5 à 2

air air air air air

240 à 280 240 à 280 240 à 280 240 à 280 240 à 280

1à4 1à4 1à4 1à4 1à4

6005 A 6060 6061 6063 6066-6070 6081-6082-6181 6262

400 à 430 380 à 420 400 à 430 380 à 420 400 à 430 400 à 430 400 à 430

1à3 1à3 1à3 1à3 1à3 1à3 1à3

lent (1) lent (1) lent (1) lent (1) lent (1) lent (1) lent (1)

330 à 380 330 à 380 330 à 380 330 à 380 330 à 380 330 à 380 330 à 380

0,5 à 2 0,5 à 2 0,5 à 2 0,5 à 2 0,5 à 2 0,5 à 2 0,5 à 2

lent (1) lent (1) lent (1) lent (1) lent (1) lent (1) lent (1)

250 à 280 240 à 280 250 à 280 240 à 280 – 250 à 280 –

1à4 1à4 1à4 1à4 – 1à4 –

7001 7010 7020 7049 A 7050 7051 7075 7079 7175-7178-7475

360 à 430 360 à 430 250 à 280 360 à 430 360 à 430 360 à 430 360 à 430 360 à 430 360 à 430

1à3 1à3 4à6 1à3 1à3 4à6 1à3 1à3 1à3

lent (1) lent (1) lent (2) lent (1) lent (1) lent (2) lent (1) lent (1) lent (1)

320 à 380 320 à 380 340 à 420 320 à 380 320 à 380 340 à 400 320 à 380 320 à 380 320 à 380

0,5 à 2 0,5 à 2 0,5 à 3 0,5 à 2 0,5 à 2 0,5 à 2 0,5 à 2 0,5 à 2 0,5 à 2

lent (1) lent (1) lent (2) lent (1) lent (1) lent (2) lent (1) lent (1) lent (1)

270 à 300 270 à 300 250 à 280 270 à 300 270 à 300 250 à 280 270 à 300 270 à 300 270 à 300

2à8 2à8 1à4 2à8 2à8 1à4 2à8 2à8 2à8

(1) Refroidissement lent à la vitesse de 25 à 30 oC/h de la température de recuit à la température de 250 oC (refroidissement dans le four de recuit ou sous étouffoir). Refroidissement à l’air au-dessous de 250 oC. (2) Refroidissement lent à la vitesse de 20 oC/h de la température de recuit à la température de 200 oC. Refroidissement à l’air au-dessous de 200 oC (un palier de quelques heures à 230 oC est de plus conseillé). (3) Vitesse de montée en température aussi rapide que possible sous peine de grossissement du grain de recristallisation. (4) Concerne des traitements de restauration effectués en four dormant. Ces traitements peuvent être réalisés dans des fours continus ou à passage. Les durées de traitement sont alors de quelques minutes seulement mais les températures sont augmentées (figures 9 et 10 dans le cas particulier de l’alliage 5754).

Tableau 16 – Influence des conditions de recuit sur la ductilité de l’alliage 7075 sous forme de tôles d’épaisseur 0,5 à 2,6 mm Recuit Traitement I (1) Traitement II (2) Traitement III (3)

Allongements répartis en traction (en % sur 50 mm) sur épaisseur de 0,5 mm 1,6 mm 2,6 mm 12 14 16

12 14 16

12 14 –

Angle de pliage à la rupture (en degrés) sur épaisseur de 1,6 mm 2,6 mm 82 91 92,5

73 76 84

Allongement de rupture en pliage (en % sur 50 mm) sur épaisseur de 1,6 mm 2,6 mm 48 58 56

50 57 60

(1) Maintien 2 h à 415 oC, refroidissement au four jusqu’à 260 oC à la vitesse de 30 oC/h et à l’air ensuite. (2) Maintien 2 h à 425 oC, refroidissement à l’air ; maintien 2 h à 230 oC, refroidissement à l’air. (3) Maintien 1 h à 425 oC, refroidissement au four jusqu’à 230 oC à la vitesse de 30 oC/h ; maintien 6 h à 230 oC, refroidissement à l’air.

Toute reproduction sans autorisation du Centre français d’exploitation du droit de copie est strictement interdite. © Techniques de l’Ingénieur, traité Matériaux métalliques

M 1 290 − 45

TRAITEMENTS THERMIQUES DES ALLIAGES D’ALUMINIUM

____________________________________________________________________________________

Tableau 17 – Dureté et conductivité des alliages d’aluminium de corroyage après traitement thermique (1) Dureté Alliage

État (2) Brinell (3)

1100

2014

2024

2219 (5)

0

Rockwell B

Rockwell E

......................... ......................... .........................

Rockwell 15 T (4)

 50

...................................

57,0 à 62,0

           

0 T3 T4 T6

.........................  100  100  125

 22  65  65  78

70  95  95   102

...................................  95 .........................  82 .........................  82 .........................  86

43,5 à 51,5 31,5 à 35,0 31,5 à 34,5 35,5 à 41,5

0 T3 T4 T6 T8

.........................  110  100  118  120

 22  69  63  72  74

    

70 94 94 98 99

...................................  95 .........................  82 .........................  82 .........................  84 .........................  85

46,0 à 51,0 28,5 à 32,5 28,5 à 34 36,5 à 40,5 35,0 à 42,5

        

0 T3 T37 T4 T6 T8 T87

.........................  98  99  96  99  116  124

 22  60  62  58  62  71  75

70  92  93  90  93  98   100

...................................  95 .........................  79 .........................  81 .........................  78 .........................  81 .........................  83 .........................  84

44,0 à 49,0 26,0 à 31,0 27,0 à 31,0 28,0 à 32,0 32,0 à 35,0 31,0 à 35,0 31,0 à 35,0

3003

0

......................... ......................... .........................

5052

0

......................... .........................   



44,5 à 50,5

 95

34,0 à 37,0 42,0 à 49,0 35,5 à 43,0 40,0 à 47,0

......................... ......................... ...................................  70 ......................... 37 .........................   53 ......................... 40 .........................   54 ......................... 44 .........................   57 ......................... 70 .........................   68

57,0 à 65,0 48,0 à 58,0 48,0 à 58,0 50,0 à 60,0 50,0 à 60,0

  

6063

    

0 T1 T4 T5 T6

......................... ......................... ......................... .........................  60

6066

  

0 T4 T6

......................... ......................... ......................... .........................  102  65

7049

  

0 T76 T73

.........................  142  134

 22  84  81

7050

    

0 T76 T736 T73

.........................  142  140  134

7075

    

0 T6 T76 T73

.........................  142  136  129

7178

  

0 T6 T76

  

70

................................... ...................................

6061

40 50 80

 65

......................... ......................... ...................................  75 ......................... 70 .........................   64 85 .........................  42   78

0 T4 T6

(1) (2) (3) (4) (5)

Conductivité électrique (% IACS)

Rockwell H

40 85 95

......................... ................................... .........................  76 .........................  82

42,0 à 47,0 34,0 à 41,0 38,0 à 50,0

 70  106  104

 95 ......................... .........................

.........................  87  85

44,0 à 50,0 38,0 à 44,0 40,0 à 44,0

 22  84  82  81

 70  106  105  104

 95 ......................... ......................... .........................

.........................  87  86  85

44,0 à 50,0 39,0 à 44,0 40,0 à 44,0 40,0 à 44,0

 22  84  82  78

 70  106  104  102

 95 ......................... ......................... .........................

.........................  87  86  85

44,0 à 48,0 30,5 à 36,0 38,0 à 42,0 40,0 à 43,0

 95 ......................... ......................... .........................  148  87  108 .........................  142  84  106 .........................

.........................  88  87

43,0 à 47,0 29,0 à 34,0 38,0 à 42,0

D’après « Military Specification » MIL-H-6088 F de juillet 1981. Les valeurs données pour les états TX sont également valables pour des états TX 51 et TX 52. Dureté Brinell avec bille de diamètre 10 mm sous une charge de 500 kg. Valeurs pour produits d’épaisseur inférieure ou égale à 0,81 mm. Pour l’alliage 2219 la conductivité électrique n’est pas aussi sensible que la dureté pour caractériser les états thermiques.

M 1 290 − 46

Toute reproduction sans autorisation du Centre français d’exploitation du droit de copie est strictement interdite. © Techniques de l’Ingénieur, traité Matériaux métalliques

P O U R

Traitements thermiques des alliages d’aluminium par

Roger DEVELAY Ingénieur de l’École Nationale Supérieure d’Électrochimie et d’Électrométallurgie de Grenoble Ancien Directeur Adjoint du Centre de Recherches et Développement de Voreppe. Cégédur-Péchiney

Bibliographie Références Ouvrages [1]

[2]

[3]

[4]

[5]

[6]

[7]

1 - 1986

[8]

[9]

Doc. M 1 290

[10]

[11]

[12]

[13]

[14]

VAN HORN (K.R.). – Aluminium. Vol. I : Properties, physical metallurgy and phase diagrams (Propriétés, métallurgie physique et diagrammes de phases). 524 p. (American Society for Metals), Chapman and Hall (1967). VAN HORN (K.R.). – Aluminium. Vol. II : Design and application (Application). 682 p. (American Society for Metals) Chapman and Hall (1967). VAN HORN (K.R.). – Aluminium. Vol. III : Fabrication and finishing (Mise en œuvre, finition). 813 p. (American Society for Metals) Chapman and Hall (1967). ALTENPOHL (D.). – Aluminium und Aluminium legierungen (Aluminium et alliages d’aluminium). 899 p., 662 fig., 111 tabl., Springer-Verlag (1965). HERENGUEL (J.). – Métallurgie spéciale. Tome I : L’aluminium et ses alliages. Le magnésium et ses alliages. 342 p., Bibliothèque des Sciences et Techniques Nucléaires. Presses Universitaires de France (1962). MONDOLFO (L.). – Metallography of aluminium alloys (Métallographie des alliages d ’ a l u m i n i u m ) . 3 5 1 p . , 4 8 2 fi g . , b i b l . (1 004 réf.), Wiley and Sons Inc (1943). HANSEN (M.). – Constitution of binary alloys (Constitution des alliages binaires). 1 305 p., 684 fig., McGraw Hill (+ suppléments) (1957). Equilibrium diagrams of aluminium alloy systems (Diagrammes d’équilibre des alliages d’aluminium). 146 p., 104 fig., Aluminium Development Association, déc. 1961. Les traitements thermiques de l’aluminium et ses alliages. Société de Vente de l’Aluminium Péchiney. Centre Technique de l’Aluminium (1972). L’aluminium. Vol. I : Production propriétés, alliages, fabrication des demi-produits, fabrications annexes. 939 p. Eyrolles (1964). L’aluminium. Vol. II : Mise en œuvre et utilisation de l’aluminium et ses alliages. 948 p., Eyrolles (1964). PANSERI (C.). – Manuale di tecnologia delle leghe leggere da lavorazione plastica (Manuel de technologie des alliages légers de corroyage). 845 p., 259 fig., 169 tabl., 125 tabl. numériques, Ulrico Hoepli (1957). Metals handbook. 8e éd. American Society for Metals (vol. 2 : Heat treating of aluminium alloys. p. 271-83, 20 fig., 6 tabl.) (1964).

[15]

[16]

GONER (H.) et MARX (S.). – Aluminium Handbuch (Livre de l’aluminium). 775 p., 619 fig., 258 tab., VEB Verlag Technik (1971). Metals handbook. Vol. 4 : Heat treating : Heat treating of aluminium alloys. p. 675-718, 32 fig., 9 tabl., 9e éd. MORRIS (J.G.). – Thermomechanical processing of aluminium alloys. The Metallurgical Society of AIME (1979).

[26]

[27]

Traitements thermiques. Généralités [17]

[18]

[19]

[20]

[21]

[22]

[23]

[24]

[25]

RENOUARD (M.) et BRESSON (Y.). – Traitements thermiques des alliages d’aluminium. 10 tabl., 63 fig., bibl. 26 réf., Techn. Sci. Aéronaut. Spatiales 2 (1962) ; 2, 3 et 4 (1963). THOMPSON (D.S.), SINGLETON (O.R.), Mc GOWAN (R.D.) et SPANGLER (G.E.). – Practices and equipments for heat treating aluminium alloys (Pratique et équipements pour le traitement thermique des alliages d’aluminium). Metal Progress, p. 78-83, 5 fig., sept. 1970. BRESSON (Y.) et RENOUARD (M.). – Tendances actuelles dans les traitements thermiques des alliages légers. Rev. Métallurgie p. 143-53, 2 tabl., 14 fig., bibl. 26 réf., fév. 1962. EL HAIK. – Le traitement thermique des alliages légers. Traitement Thermique, no 8, p. 19-30, 1 tabl., 14 fig. (1964). HUGUES (M.). – Le durcissement structural. La Métallurgie, 97, no 2, p. 115-20, 13 fig., bibl. 15 réf., fév. 1965. RENOUARD (M.). – Les traitements thermiques des alliages légers corroyés. Techn. M o d e r n e , p . 3 0 4 - 1 9 , 5 t a b l . , 2 0 fi g . , bibl. 15 réf., juil. 1966. BLOCH (E.A.). – L’importance des traitements thermiques pour les propriétés des alliages d’aluminium, du point de vue constructeur. Aluminium Suisse, no 11, p. 404-17, 25 fig., nov. 1970. THOMPSON (D.S.), SINGLETON (O.R.), Mc GOWAN (R.D.) et SPANGLER (G.E.). – Alliages d’aluminium aptes au traitement thermique. Traitement Thermique, no 47, p. 31-48, 11 fig., bibl. 69 réf. (1970). ALTENPOHL (D.) et UELZE (D.). – Structural changes during the thermal cycles of aluminium alloys (Modifications structurales durant les cycles thermiques des alliages d’aluminium). Metals and Materials. p. 65-71, 18 fig., 11 réf., fév. 1971.

[28]

[29]

[30]

HUNSICKER (H.Y.). – Dimensional changes in heat treating aluminium alloys (Changements dimensionnels dans le traitement thermique des alliages d’aluminium). Metallurgical Transactions A (USA), 11 A, p. 759-73, 27 fig., 4 tabl., bibl. 22 réf., mai 1980. FERTON (D.). – Importance des traitements thermiques dans le développement des alliages d’aluminium pour l’aéronautique. Traitement Thermique (F), no 134, p. 61-6, 12 fig., bibl. 7 réf. (1979). ODORICO (J.). – Le traitement thermique des alliages légers aéronautiques, développement de l’aspect contraintes résiduelles. Traitement Thermique (F), no 134, p. 67-71, 9 fig. (1979). BABA (Y.). – Heat treatment of aluminium (Traitement thermique de l’aluminium). J. Japon Inst. Light Metals, 30, no 9, p. 520-33, 18 fig., bibl. 21 réf. (1980). CHARLIER (J.) et WINAND (R.). – Les alliages d’aluminium et leurs traitements thermomécaniques. ATB Métallurgie (B), XIV, no 4, p. 191-201, 13 fig., bibl. 18 réf. (1974).

Traitements d’homogénéisation [31]

[32]

[33]

[34]

[35]

RENOUARD (M.) et NAVARRO (J.). – Le traitement thermique dit d’homogénéisation, ses effets sur les propriétés des alliages d’aluminium. Rev. Métallurgie, p. 839-48, 1 tabl., 25 fig., bibl. 14 réf., oct. 1961. RENOUARD (M.). – Influence des traitements thermiques d’homogénéisation en cours de fabrication sur la facilité d’élaboration et la valeur d’usage des alliages légers. Rev. Métallurgie, XLVII, no 10, p. 761-8, 1 tabl., 10 fig. (1950). MORICEAU (J.). – Application métallurgique du micro-analyseur à sonde électronique. Rev. Aluminium, p. 471-9, 17 fig., bibl. 13 réf., mai 1971. LELONG (P.), MOISAN (J.), LAURENTATTHALIN (G.) et HERENGUEL (J.). – Modification et amélioration des propriétés des demi-produits en alliages légers par traitement thermique avant corroyage. Mém. Sci. Rev. Métallurgie, LVIII, no 6, p. 414-22, 15 fig., bibl. 12 réf. (1961). RENOUARD (M.) et BRESSON (Y.). – Les procédés de fabrication des tôles isotropes en alliages légers pour emboutissage. Rev. Aluminium, no 246, p. 833-41 ; no 247, p. 96980 ; n o 248, p. 1083-92, 19 fig., 9 tabl., bibl. 16 réf. (1957).

Toute reproduction sans autorisation du Centre français d’exploitation du droit de copie est strictement interdite. − © Techniques de l’Ingénieur, traité Matériaux métalliques

Doc. M 1 290 − 1

E N S A V O I R P L U S

P O U R

TRAITEMENTS THERMIQUES DES ALLIAGES D’ALUMINIUM

[36]

[37]

E N

[38]

[39]

S A V O I R

Traitements d’adoucissement. Recuit. Restauration [40]

[41]

[42]

[43]

P L U S

COUPRY (J.), MOULIN (J.) et MORICEAU (J.). – Effet de l’homogénéisation sur la structure et la résistivité de l’aluminium coulé. Mém. Sci. Rev. Métallurgie, LXIV, no 11, p. 997 (1967). RICHAUD (H.) et DEVELAY (R.). – Alliages d’aluminium pour filage des profilés destinés à la décoration. Rev. Univ. Mines no 108, p. 124-34, 8 tabl., 8 fig., bibl. 8 réf., mars 1965. DEVELAY (R.). – Influence des conditions de travail à chaud sur les caractéristiques de l’alliage A-U4SG. Rev. Aluminium, no 262, p. 193-8, fév. 1959, ; no 263, p. 315-22, 4 tabl., 18 fig., bibl. 3 réf., mars 1959. VERDIER (J.). – Étude à la microsonde de l’homogénéisation de l’alliage industriel A-U4G1 (avec et sans addition de zirconium). Mém. Sci. Rev. Métallurgie LXIX, no 2, p. 10722, 14 fig., bibl. 11 réf. (1972).

[44]

[45]

[46]

[47]

[48]

[49]

[50]

HERENGUEL (J.). – L’état restauré renouvelle les conditions de transformation et les propriétés d’utilisation des métaux. Rev. Aluminium, no 207, 2 tabl., 18 fig., fév. 1954. WHITWHAM (D.) et HERENGUEL (J.). – Recuit partiel après écrouissage-restauration et/ou recristallisations successives. Rev. Métallurgie, p. 155-65, 15 fig., bibl. 41 réf., fév. 1962. BITRAN (M.). – Contribution à l’étude de la restauration de l’alliage A-G3. Rev. Aluminium p. 69-80, 2 tabl., 24 fig., bibl. 8 réf. (1961). NACHTIGALL (E.). – Entspannungsvorgänge bei Aluminium (Phénomène de relaxation de l’aluminium). Aluminium, 37, p. 788, déc. 1971. CHEVIGNY (R.). – Le grain de l’aluminium transformé. Rev. Aluminium, no 122, 3 tabl., 18 fig. (1946). ANDERSON (W.A.). – Work hardening, recovery, recrystallization and grain growth (Écrouissage, restauration, recristallisation et grossissement du grain). Aluminium par Van HORN (K.R.) Chapman and Hall, vol. 1, p. 79108, 2 tabl., 23 fig., bibl. 5 réf. (1967). ALTENPOHL (D.). – Erholung und Rekristallisation (Restauration et recristallisation) Aluminium und Aluminiumlegierungen par ALTENPOHL (D.) Springer Verlag, p. 307-74, bibl. 119 réf. (1965). Von BORCHERS (H.) et SPINDLER (A.). – Das Rekristallisierungsverhalten einer vor dem Kaltverformen maximal ausgehärteten Al-Mg-Si-Legierung (Le comportement à la recristallisation d’un alliage Al-Mg-Si ayant reçu un durcissement maximal avant déformation à froid). Aluminium, no 45, p. 615-9, 2 tabl., 14 fig., bibl. 21 réf., janv. 1969. MEILLAT (R.), LIJTMAER (D.A.), LANHUEGA (L.G.) et POSTOLOVSKY (E.). – Deformación critica de aluminio y aleacines livianos (Écrouissage critique des alliages légers). Conférence aux Journées de la Métallurgie de la Société Argentine des Métaux Cordoba, nov. 1970. SAULNIER (A.). – Écrouissage et restauration d’un alliage aluminium-manganèse. Rev. Aluminium, no 269, 7 fig., (bibl. 9 réf.). FURRER (P.) et WARLIMONT (H.). – The effects of segregation and precipitation on the annealing behavior and grain size of aluminium alloys (Les effets de la ségrégation et de la précipitation sur le comportement au recuit et la dimension des grains des alliages d’aluminium). Aluminium (USA), 54, no 2, p. 135-42, 19 fig., bibl. 55 réf. (1978).

Doc. M 1 290 − 2

____________________________________________________________________________________

Traitements de mise en solution. Trempe, maturation et revenu. Durcissement structural [51]

[52]

[53]

[54]

[55]

[56]

[57]

[58]

[59]

[60]

[61]

[62]

[63]

[64]

[65]

FEDERIGHI (T.). – La trempe et le vieillissement des alliages légers d’après les progrès récents de la physique des métaux. Alluminio, XXXI, no 10, p. 471-8, 5 fig., bibl. 24 réf., oct. 1962. CONSERVA (M.), DI RUSSO (E.) et FIORINI (P.). – Meccanismi di invecchiamento e strutture indurenti nelle leghe di alluminio da tratamento termico (Mécanisme de maturation et structures durcissantes dans les alliages d’aluminium à traitements thermiques). Alluminio et Nuova Metallurgia, no 10, p. 515-32, 3 tabl., 27 fig., bibl. 73 réf. (1970). DEVELAY (R.), CROUTZEILLES (M.) et CHEVIGNY (R.). – Phénomènes de brûlure et qualité des soudures des alliages légers. Mém. Sci. Rev. Métallurgie, LVI, no 5, p. 40917, 16 fig., bibl. 3 réf. (1959). RENOUARD (M.). – Intérêt des diagrammes temps-température-propriétés pour les traitements thermiques des alliages légers. Mém. Sci. Rev. Métallurgie, LVI, n o 5, p. 517-22, 10 fig., bibl. 2 réf. (1959). FINK (W.L.) et WILLEY(L.A.). – Quenching of 75 S alloy (Trempe de l’alliage 75 S). AIME Technical Publication, no 2225, Metals Technology, 14, no 15, p. 1-13, avril 1947. MANSION (J.). – Caractérisation et choix des huiles de trempe. Traitement Thermique (F), no 104, p. 59-66, 11 fig., avril 1976. BOURNICON (C.). – Méthode de caractérisation du pouvoir trempant des installations de trempe industrielle. Traitement Thermique (F), no 104, p. 67-70, 4 fig., avril 1976. MARCHIVE (D.) et DESCHAMPS (R.). – La trempe sur presse des alliages d’aluminium. Application au cas d’un alliage Al-Mg-Si, le 6005A. Rev. Aluminium (F), p. 37-47, 12 fig., 6 tabl., bibl. 11 réf., janv. 1979. CROUCHER (T.). – Light metals. Part 2 : Solution heat treating of aluminium (Métaux légers. 2e Partie : Traitement de mise en solution de l’aluminium). Heat Treatment, 14, no 3, p. 18-9, mars 1982. FORNEROD (R.C.). – Combinaison du filage à la presse, de la mise en solution et de la trempe des alliages d’aluminium. Mém. Études Sci. Rev. Métallurgie (F), p. 77-91, 16 fig., bibl. 19 réf., fév. 1981. HAINS (R.W.). – Précipitation aging. Light Metal Age (USA), p. 9-12, 5 fig., bibl. 3 réf., déc. 1979. SANDERSON (L.). – Advances in metal heat treatment (Progrès dans le traitement thermique du métal). Chart. Mech. Eng. (GB), 27, no 4, p. 28-32, bibl. 33 réf., avril 1980. HEUBNER (U.). – Homogenisieren und Losungsgluher (Homogénéisation et mise en solution). Harterai Tech. Mih., no 29, p. 1-11, 21 fig., bibl. 66 réf., janv. 1974. VRUGGINK (J.E.). – Quenching rate effects on mechanical properties of heat-treatable aluminium alloys (Influence de la vitesse de trempe sur les propriétés des alliages d’aluminium à traitement thermique). TMS Paper Selection, The Metallurgical Society of AIME, 10 fig., bibl. 2 réf., Conférence présentée at the Fall Meeting of TMS, Detroit Michigan, 13-17 oct. 1968. BRYANT (A.J.). – The effect of composition upon the quench sensivity of some Al-Zn-Mg alloys (Les effets de la composition sur la sensibilité à la trempe de quelques alliages Al-Zn-Mg). J. Inste Metals, 94, p. 94-8, 1 tabl., 10 fig., bibl. 16 réf. (1966).

[66]

[67]

[68]

[69]

[70]

[71]

[72]

[73]

[74]

[75]

[76]

[77]

[78]

[79]

[80]

JACOB (S.) et FONTAINE (D.). – Brûlure de l’A-U5GT au cours du traitement thermique. Traitement Thermique, no 60, p. 35-46, 3 tabl., 14 fig., bibl. 5 réf. (1971). CHEVIGNY (R.), DEVELAY (R.), GUILHAUDIS (A.) et PETREQUIN (J.). – Les alliages Al-Zn-Mg : propriétés mécaniques, soudabilité, résistance à la corrosion, état structural. Alluminio, no 10, p. 507-29, 11 tabl., 42 fig., bibl. 69 réf. (1965). MOULIN (J.), ADENIS (D.) et DEVELAY (R.). – Influence de l’attente entre trempe et revenu sur la précipitation dans quelques alliages d’aluminium. Mém. Sci. Rev. Métallurgie, LXVI, n o 12, p. 881-93, 3 tabl., 13 fig., bibl. 19 réf. (1969). HUNSICKER (H.Y.). – The metallurgy of heat treatment (La métallurgie des traitements thermiques) dans : Aluminium par Van HORN (K.R.), Chapman and Hall, vol. 1, p. 109-61, 36 fig., bibl. 29 réf. (1967). HOFMANN (G.). – Theorie der Aushärtung (Théorie du durcissement structural) dans : Aluminium und Aluminiumlegierungen par ALTENPOHL (D.), Springer Verlag, p. 427510, bibl. 191 réf. (1965). RENOUARD (M.) et MEILLAT (R.). – Le prérevenu des alliages aluminium-magnésiumsilicium. Mém. Sci. Rev. Métallurgie, LVII, no 12, p. 930-42, 5 tabl., 12 fig., bibl. 6 réf. (1960). SINGLETON (D.R.). – Quench-ageing makes headway with 6061 aluminium (La maturation après trempe fait des progrès avec l’alliage 6061). Iron Age, no 12, p. 94-5, 1 tabl., 2 fig., déc. 1963. FORTIN (P.E.). – Two-step ageing of Al-Mg2Si alloys (Maturation à deux paliers des alliages Al-Mg2Si). Metal Progress, p. 119-20, 1 tabl., 2 fig., nov. 1964. BROEK (D.) et BOWLES (C.Q.). – The effects of precipitate size on crack propagation and fracture of an Al-Cu-Mg alloy (Les effets de la dimension des précipités sur la propagation des criques et la fragilité d’un alliage Al-Cu-Mg). J. Inste Metals, 99, p. 255-7, 5 fig., bibl. 5 réf. (1971). MARTINOD (H.), RENON (C.) et CALVET (J.). – Fluage de longue durée de l’alliage A-U2GN. Mém. Sci. Rev. Métallurgie, LXVI, no 4, p. 303-10, 3 tabl., 15 fig., bibl. 20 réf. (1969). ADENIS (D.), DEVELAY (R.) et GUILHAUDIS (A.). – Influence d’un traitement de revenu étagé sur les caractéristiques mécaniques, la structure et la résistance à la corrosion de l’alliage A-Z5GU. Mém. Sci. Rev. Métallurgie, LXIV, n o 12, p. 1095-111, 1 tabl., 16 fig., bibl. 17 réf. (1967). LAUCHNER (E.A.). – Preventing stress-corrosion cracking in high-strenght aluminium forgings (Prévention de la résistance à la corrosion sous tension des alliages d’aluminium de forge à haute résistance). Metals Eng. Quarterly, p. 47-52, 2 tabl., 5 fig., mai 1971. CHEVIGNY (R.). – Perfectionnement au traitement thermique des alliages d’aluminium. Brevet Français, no 954838 du 9 oct. 1947. ADENIS (D.), BOISSEAU (J.P.) et SYRE (R.). – La trempe échelonnée des alliages d’aluminium. Rev. Aluminium, p. 1262-72, 3 tabl., 6 fig., bibl. 3 réf., nov. 1966. SAULNIER (A.). – Évolution structurale des alliages trempés aluminium-cuivre 4 % et la réversion. Rev. Aluminium, 25, no 150, p. 36973, 5 fig., bibl. 4 réf., déc. 1948.

Toute reproduction sans autorisation du Centre français d’exploitation du droit de copie est strictement interdite. − © Techniques de l’Ingénieur, traité Matériaux métalliques

____________________________________________________________________________________ TRAITEMENTS THERMIQUES DES ALLIAGES D’ALUMINIUM

[81]

[82]

[83]

[84]

[85]

[86]

[87]

CHEVIGNY (R.) et SYRE (R.). – Le traitement thermique de réversion. Rev. Métallurgie, no 11, p. 447-54, nov. 1948. SAULNIER (A.). – L’évolution structurale des alliages aluminium-cuivre 4 % trempés. Le phénomène de réversion. Rev. Aluminium, 26, no 157, p. 235-8, 4 fig., juil.-août 1949. CALVET (J.) et MARTINOD (H.). – La réversion, cause d’un affaiblissement passager de certains alliages d’aluminium soumis à un échauffement. Recherche Aéronautique, no 79, p. 27-34, 3 tabl., 10 fig., bibl. 21 réf., nov.-déc. 1960. PASHLEY (D.W.), RHODES (J.W.) et SENDORER (A.). – Delayed ageing in aluminium-magnesium silicon alloys. Effect on structure and mechanical properties (Maturation différée dans les alliages aluminiummagnésium-silicium. Effets sur la structure et les propriétés mécaniques).J. Inste. Metals, 94, p. 41-9, 2 tabl., 8 fig., bibl. 29 réf. (1966). KATZ (J.). – Quench ageing... A new treatment for precipitation hardening aluminium alloys (Maturation après trempe... Un nouveau traitement pour le durcissement par précipitation des alliages d’aluminium). Metal Progress, p. 69-72, 2 fig., fév. 1966. CROUCHER (R.). – Applying synthetic quenchants to high-strength-alloy heat treatments (Utilisation des milieux de trempe synthétiques pour le traitement thermique des alliages à haute résistance). Metals Eng. Quarterly, p. 6-11, 14 fig., mai 1971. HOFFZIMMER (J.). – Wärmebehandlung und mechanische Eigenschaften aushärtbarer Aluminiumlegierungen (Traitements thermiques et caractéristiques mécaniques d’alliages d’aluminium susceptibles de durcissement structural). Aluminium, p. 24857, 6 tabl., 18 fig., mars 1972.

Traitements thermomécaniques [88]

[89]

[90]

[91]

[92]

[93]

[94]

[95]

Fours et équipements. Exécution des traitements thermiques [96]

[97]

[98]

[99]

[100]

McQUEEN (H.J.). – The experimental roots of thermomechanical treatments for aluminium alloys. Metals (USA), p. 17-26, 9 fig., 3 tabl., bibl. 124 réf., fév. 1980. MORRIS (J.G.). – Superstrength aluminium alloys. Mater. Sci. Eng. (CH), no 9, p. 361-7, 16 fig., bibl. 12 réf. (1979). SANDERS (R.E.) et STARKE (E.A.). – The effect of intermediate thermomechanical treatments on the fatigue properties of a 7050 aluminium alloy. Metallurgical Trans. A (USA) 9A, p. 1087-99, 14 fig., 3 tabl., bibl. 28 réf., août 1978. WANHIL (R.J.H.) et Van GESTEL (J.A.). – Thermomechanical treatment of aluminium alloys. Aluminium (D), 8, no 54, p. 573-80, 8 fig., 9 tabl., bibl. 58 réf. (1978). WALOMAN (J.), SULINSKI (H.) et MARKUS (H.). – The effect of ingot processing treatment on the grain size and properties of Al alloy 7075. Metallurgical Trans. (USA), 5, p. 573-84, 16 fig., 4 tabl., bibl. 11 réf., mars 1974.

THOMPSON (D.S.), LEVY (S.A.) et SPANGLER (G.E.). – Thermomechanical aging of aluminium alloys. Aluminium (D), 50, no 10, p. 6479 ; 50, n o 11, p. 719-23, 8 fig., 14 tabl., bibl. 21 réf. (1974). DI RUSSO (E.), CONSERVA (N.), GATTO (F.) et MARKUS (H.). – Thermomechanical treatments on high strength Al-Zn-Mg-(Cu) alloys. Metallurgical Trans. (USA) 4, p. 1133-44, 14 fig., 8 tabl., bibl. 46 réf., avril 1973. GATTO (F.), CONSERVA (M.) et DI RUSSO (E.). – Trattamenti termo-meccanici di leghe di alluminio ad elevata resistenza meccanica. Alluminio (I), no 4, p. 193-213, 18 fig., 9 tabl., bibl. 24 réf (1975).

[101]

[102]

[103]

[104]

[105]

BRESSON (Y.) et GUESNE (P.). – Une réalisation industrielle du traitement thermique en continu des alliages d’aluminium. Revue de Métallurgie, p. 345-50, 3 tabl., 5 fig., avril 1961. DANIELOU (M.G.). – Les fours de traitement en continu des bandes d’aluminium et d’alliages légers. J. Fours Électriques, no 8, p. 229-30, 3 fig., oct. 1966. LENZI (P.L.) et DI RUSSO (E.). – Influenza delle atmosféré dei forni da trattamento termico su alcune caratteristiche fisico-meccaniche delle principali leghe leggere (Influence des atmosphères des fours de traitement thermique sur quelques caractéristiques physico-chimiques des principaux alliages légers). Alluminio, no 8, p. 401-7, 8 fig., 2 tabl., bibl. 21 réf. (1967). BLACK (P.J.S.). – A pyrometer for the continuous measurement of the temperature of aluminium extrusion (Un pyromètre pour la mesure en continu de la température des produits filés en aluminium). J. Inste Metals, 94, p. 384-7, 5 fig., bibl. 4 réf. (1966). REYNOLDS (P.M.). – Measurement of aluminium extrusion temperature (Mesure de la température de filage de l’aluminium). J. Inst. Metals, 94, p. 380-3, 4 fig., bibl. 5 réf. (1966). La régulation des températures. La Métallurgie, 101, n o 8-9, p. 400-3, 10 fig., aoûtsept. 1969. GOSS (G.) et GAUVRIT (M.). – Vers la commande optimale des fours continus de réchauffage métallurgique. Rev. Heurtey, p. 6-12, 15 fig., bibl. 9 réf., déc. 1971. TERRIER (R.). – La technologie des bacs de trempe. Traitement Thermique (F), no 104, p. 89-100, 16 fig., avril 1976. MACE (R.). – Trempe horizontale des tôles épaisses en alliages légers. Traitement Thermique (F), no 102, p. 29-34, 9 fig. (1976). ROSS (R.H.). – Contrôle de la température des fours de traitement thermique dans l’industrie de l’aluminium. Ind. Heat., 46, no 12, p. 8-10, 10 fig., déc. 1979.

[106] GIBSON (R.C.) et JOHNSON (R.H.). – Le chauffage à induction à haute efficience comme outil de production pour le traitement thermique de barres métalliques continues. Sheet Metal Ind. (GB), 59, no 12, p. 889-92 (1982). [107] AKERET (R.). – Continuous counterflow heating, a proposal (Chauffage à contre-courant en continu, une proposition). Metallurgia (GB), 49, no 9, p. 423-5, 427, 428, sept. 1982. [108] PECK (C.E.). – Determining heating cycles for coiled aluminium strip ; calculation of coil heating cycles. Ind. Heat, 50, no 4, p. 48-9, avril 1983. [109] EBNER (P.H.) et MOLLER (K.H.). – Modern heat treatment plant for aircraft alloys (Usine moderne de traitements thermiques pour alliages aéronautiques). Aluminium (D), 59, no 8, p. E 234-7, 11 fig. (1983). [110] Four électrique vertical pour traitement thermique. Traitement Thermique (F), no 168, p. 4, 1 fig., oct. 1982. [111] Trempe des alliages légers. Le four géant d’Issoire. Usine Nouvelle (F), no 35, p. 51, 1 fig, août 1982. [112] Four électrique pour le traitement thermique d’alliages légers. Traitement Thermique (F), no 170, p. 2-3, 1 fig., déc. 1982. [113] Traitement thermique des métaux. Trempe des pièces forgées en alliages légers. Bouteilles de 0,75 à 60 litres. Traitement Thermique (F), p. 67-8, 3 fig., août-sept. 1979. [114] Four d’estampage : comment économiser 35 % d’énergie. Usine Nouvelle (F), no 12, 18, p. 54, 51 fig., mars 1976. [115] ROBERTSON (J.L.) et CLARKE (P.R.). – Microprocessors and instrumentation in furnace control (Microprocesseurs et instrumentation dans le contrôle des fours). Metallurgia (GB), 47, no 12, p. 662-4, et 666-8, 5 fig., 1 tabl., déc. 1980. [116] WILHELM (K.). – Neuer Widerstandsbeheitzer Tiegelofen zum Warmhalten von Aluminium, Magnesium und Weichmetal (Récentes résistances électriques pour traitement à chaud de l’aluminium, du magnésium et des métaux légers). Elektrowarme International (D), 38, p. B245-6, 1 fig., 1 tabl., oct. 1980. [117] Le four de réchauffage Griset consomme la moitié d’un four classique. Rev. Aluminium (F), p. 481-3, 2 fig., déc. 1981. [118] LAILLER (P.). – L’économie d’énergie dans le réchauffage des billettes d’alliages légers avant extrusion. Rev. Aluminium (F), p. 293-6, 4 fig., juin 1980. [119] PAIGNANT (A.). – L’installation Interforge de trempe et revenu des pièces matricées en alliages d’aluminium et en titane. Rev. Aluminium (F), p. 353-7, 5 fig., juil. 1977.

Toute reproduction sans autorisation du Centre français d’exploitation du droit de copie est strictement interdite. − © Techniques de l’Ingénieur, traité Matériaux métalliques

Doc. M 1 290 − 3

P O U R E N S A V O I R P L U S

P O U R E N

TRAITEMENTS THERMIQUES DES ALLIAGES D’ALUMINIUM

____________________________________________________________________________________

Revues France

États-Unis Iron Age (hebd.) Journal of Metals (m) Light Metal Age (bimestr.) Metals Eng. Quarterly. Metal Progress (m) Metallurgical Transactions (m)

La Métallurgie et la Construction Mécanique. Revue de l’Aluminium (m) Revue Générale de Thermique (m) Revue de Métallurgie (m) Mémoires Scientifiques de la Revue de Métallurgie (m) Traitement Thermique (10 fois/an)

Grande-Bretagne

Allemagne

Journal of the Institute of Metals.

Aluminium (m) Metall (m) Zeitschrift für Metallkunde (m)

Italie Alluminio (m)

Suisse

Belgique

S A V O I R P L U S

Revue Suisse de l’Aluminium (bimestr.) (texte français et allemand)

ATB Trimestrielle Métallurgie Revue.

Normalisation France Association française de normalisation AFNOR

Military Specifications Mil MIL-H-6088E

2-71 Heat treatment of aluminium alloys.

NF A 02-002

8-77 Désignation conventionnelle de modes d’obtention et d’états de livraison de métaux et alliages non ferreux.

MIL-H-6088-F

7-81 Military specification heat treatment of aluminium alloys.

NF A 02-004

8-77 Aluminium et alliages d’aluminium de fonderie. Zinc et alliages de zinc de fonderie. Magnésium et ses alliages. Désignation conventionnelle des matériaux et alliages non ferreux.

MIL-A-22771C (A-SG) 4-69 Aluminium alloys forgings, heat-treated.

NF A 02-006 11-70 Aluminium et alliages d’aluminium. conventionnelle des états de livraison.

Désignation

FD A 02-011 11-70 Aluminium et alliages d’aluminium. Vocabulaire des traitements thermiques et mécaniques. NF A 02-104

4-80 Aluminium et alliages d’aluminium. Désignation numérique des aluminium et alliages de transformation.

NF A 50-411 10-81 Aluminium et alliages d’aluminium. Produits filés et filés étirés d’usage courant. Caractéristiques. NF A 50-451 10-81 Aluminium et alliages d’aluminium. Produits laminés d’usage courant. Caractéristiques. NF A 50-901 12-82 Aluminium et alliages d’aluminium. Pièces obtenues par forgeage libre et forgées par matriçage en aluminium et en alliages d’aluminium. Composition chimique et caractéristiques mécaniques. NF A 57-702

2-81 Produits de fonderie. Caractéristiques de pièces moulées par gravité, basse pression et dépression en aluminium ou en alliages d’aluminium.

NF A 57-703

7-84 Produits de fonderie. Pièces moulées sous pression en aluminium et en alliages d’aluminium. Caractéristiques.

Aluminium Association : — Aluminium standards and data. — Registration record of international alloy designations and chemical composition limits for wrought aluminium and wrought aluminium alloys.

Aerospace Material Specifications AMS (Society of Automotive Engineers) Ces spécifications, très nombreuses, concernent chacune un alliage déterminé sous une forme donnée (produit forgé, tôle, barre, tube...). Leur liste fait l’objet de l’Index of Aerospace Specifications publié le 15 novembre 1971 par Aerospace Material Specifications.

Federal Specifications (Normes QQ-A) Grande-Bretagne British Standards Institution BSI ■ Aerospace L Series L16 à L99 : Aluminium and aluminium alloys. ■ BS 1470

1972

Wrought aluminium and aluminium alloys for general engineering purposes. Plate sheet and strip.

1471

1972

Wrought aluminium and aluminium alloys for general engineering purposes. Drawn tube.

Direction Technique des Constructeurs Aéronautiques AIR AIR 9050/C

12-64 Conditions générales de recette des produits en alliages d’aluminium utilisés en construction aéronautique.

1472

1972

Wrought aluminium and aluminium alloys for general engineering purposes. Forging stock and forgings.

AIR 9048

12-78 Conditions de contrôle des produits laminés en alliages d’aluminium utilisés dans les constructions aérospatiales.

1474

1972

Wrought aluminium and aluminium alloys for general engineering purposes. Bars, extruded round tube and sections.

1475

1972

Wrought aluminium and aluminium alloys for general engineering purposes. Wire.

1490

1970

Aluminium and aluminium ingots and castings.

États-Unis American Society for Testing and Materials ASTM (Les normes ASTM concernant les métaux et alliages légers sont rassemblées dans le volume 6 de juillet 1970). B 85-84 B 108-68 B 26-82b B 211-83 B 221-83 B 247-82a B 209-83 B 597-80

Specification for aluminium-alloy die castings. Aluminium alloy permanent mold castings. Specification for aluminium-alloys and castings. Specification for aluminium-alloy bars, rods, and wire. Specification for aluminium-alloy extruded bars, rods, wire, shapes and tubes. Specification for aluminium-alloy die and hand forgings. Specification for aluminium and aluminium-alloy sheet and plate. Standard practice for heat treatment of aluminium alloys.

Doc. M 1 290 − 4

Italie Ente Nazionale Italiano di Unificazione UNI 3039 à 3059 3599 à 3602 4513 et 4514 5073 à 5080 6250 à 6253

1950 1955 1960 1962 1968

   Normes concernant l′aluminium et les différents alliages d′aluminium.   

Toute reproduction sans autorisation du Centre français d’exploitation du droit de copie est strictement interdite. − © Techniques de l’Ingénieur, traité Matériaux métalliques

____________________________________________________________________________________ TRAITEMENTS THERMIQUES DES ALLIAGES D’ALUMINIUM

Allemagne (République fédérale d’) DIN Deutsches Institut für Normung eV

Belgique Institut Belge de Normalisation IBN

1725

436

1958

Alliages d’aluminium d’usage courant pour produits moulés. Classification.

12-83

Aluminiumlegierungen ; Knetlegierungen.

Suisse Vereins Schweizerischer Maschinenindustrieller VSM

437

1958

Aluminium et alliages d’aluminium d’usage courant pour produits corroyés. Classification.

10847 R

Alliages d’aluminium. Traitement thermique des alliages de corroyage et de fonderie, directives.

468

1969

10848 à 10859 R

Composition chimique, caractéristiques mécaniques et physiques, résistance à la corrosion des différents alliages d’aluminium.

Pièces en aluminium et alliages d’aluminium bruts d’estampage à chaud.

Normes internationales International Organization for Standardization ISO R 209

1971

Recommandations AICMA.

Constructeurs. Fournisseurs Infrafours (Sté d’Exploitation). Mecilec. Meker G. et Cie. Piezo Céram Electronique. Ripoche (Sté des Fours). SAT Thimon. Stein Industrie.

France

Belgique

Centre de Recherches de Voreppe. Aluminium Péchiney. Cégédur Péchiney (Services techniques et Centre de Recherches et Développement et Service d’Information). Institut Français des Technologies de l’Aluminium IFTA (Institut chargé de l’enseignement des techniques de mise en œuvre du métal, sous forme de stages, de journées d’information et de perfectionnement, à l’intention du personnel des entreprises utilisatrices d’aluminium).

Centre d’Information des Métaux Non-Ferreux.

Aluminium Zentrale (Beratungs-und Informationsdienst der Deutschen Leichtmetall-Industrie).

États-Unis American Society for Metals. Aluminium Association. Battelle Columbus Laboratories. Aluminium Co of America Alcoa laboratories.

Grande-Bretagne Aluminium Development Association. British Non-Ferrous Metals Research Association. Fulmer Research Institute.

Italie

Australie

Istituto Sperimentale dei Metalli Leggeri.

Aluminium Development Council of Australia.

Suisse Alusuisse Forschung und Entwicklung.

Toute reproduction sans autorisation du Centre français d’exploitation du droit de copie est strictement interdite. − © Techniques de l’Ingénieur, traité Matériaux métalliques

S A V O I R P L U S

Organismes

Allemagne

E N

Composition des produits corroyés en aluminium et en alliages d’aluminium. Composition chimique (pour-cent) 3 e éd.

Association Internationale des Constructeurs de Matériel Aéronautique AICMA

Instruments SA. Division Adamel-Lhormagy. Auburtin SA. BMI (Fours Industriels). CECA SA. CECF (Cie Européenne de Construction de Fours). NPAI 1/7/83. Heraeus SA. Heurtey Industrie SA.

P O U R

Doc. M 1 290 − 5