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Traitements thermiquesdes alliages d’aluminium

par Roger DEVELAYIngénieur de l’École Nationale Supérieure d’Électrochimieet d’Électrométallurgie de GrenobleAncien Directeur Adjoint du Centre de Recherches et Développement de Voreppe.Cégédur-Péchiney

’aluminium et les alliages d’aluminium couvrent un domaine étendu de carac-téristiques 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 rupturede l’ordre de 50 MPa et, d’autre part, les alliages à haute résistance dutype 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.

1. Généralités................................................................................................. M 1 290 - 21.1 Désignation conventionnelle de l’aluminium et de ses alliages ............. — 21.2 Symbolisation des traitements thermiques de l’aluminium et de ses

alliages.......................................................................................................... — 21.3 Principaux types de traitements thermiques ............................................ — 4

2. Traitements thermiques d’homogénéisation ................................... — 52.1 Phénomènes métallurgiques...................................................................... — 52.2 Répercussion sur les propriétés de l’aluminium et ses alliages.............. — 62.3 Pratique des traitements d’homogénéisation ........................................... — 9

3. Traitements thermiques d’adoucissement par restaurationou recuit ..................................................................................................... — 10

3.1 Phénomènes métallurgiques...................................................................... — 103.2 Traitements de restauration........................................................................ — 113.3 Traitements de recuit de recristallisation .................................................. — 133.4 Traitements de recuit de coalescence (ou recuit de précipitation) .......... — 153.5 Influence des conditions de refroidissement après recuit ....................... — 163.6 Conditions pratiques de traitements d’adoucissement par recuit

ou restauration............................................................................................. — 16

4. Traitement de durcissement structural ............................................. — 164.1 Phénomènes métallurgiques...................................................................... — 164.2 Traitements de mise en solution ................................................................ — 194.3 Traitements de trempe ................................................................................ — 214.4 Maturation.................................................................................................... — 264.5 Traitements de revenu ou de maturation artificielle ................................ — 284.6 Traitements spéciaux .................................................................................. — 354.7 Variations dimensionnelles durant le traitement thermique ................... — 36

5. Exécution des traitements thermiques des alliages d’aluminium............................................................................................... — 37

5.1 Matériels et équipement ............................................................................. — 375.2 Aspect des produits. Atmosphère des fours ............................................. — 385.3 Recommandations pratiques pour l’exécution des traitements

thermiques des alliages d’aluminium........................................................ — 38

Pour en savoir plus........................................................................................... Doc. M 1 290

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TRAITEMENTS THERMIQUES DES ALLIAGES D’ALUMINIUM ____________________________________________________________________________________

Une telle gamme de caractéristiques mécaniques est obtenue non seulementen agissant sur la composition des alliages, mais aussi et pour une partie trèsimportante, en effectuant des traitements thermiques qui permettent d’ailleursd’agir dans deux sens, à savoir :

— soit dans le sens d’une diminution de la résistance mécanique, diminutionaccompagnée généralement d’une augmentation de l’aptitude à la déformationplastique (ce sont les traitements d’adoucissement) ;

— soit au contraire dans le sens d’une augmentation de la résistance mécani-que (ce sont les traitements de durcissement).

Toutefois, les traitements thermiques n’ont pas comme seul but d’agir sur leniveau de résistance mécanique, ils sont susceptibles d’influencer un grandnombre d’autres propriétés parfois très importantes pour les utilisateurs tellesque 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 élec-trique, la stabilité dimensionnelle, etc.

Aussi, semble-t-il que de plus en plus, dans la métallurgie des alliagesd’aluminium, la tendance soit de mettre au point ou de définir des traitementsthermiques vraiment spécifiques en vue d’améliorer une propriété donnée d’unalliage déterminé (de nombreux exemples seront cités à cet égard).

1. Généralités

1.1 Désignation conventionnellede l’aluminium et de ses alliages

1.1.1 Cas des produits corroyés

Actuellement, seule la désignation numérique suivant lanorme NF A 02-104 est légale. Le tableau 1 donne la correspondanceentre la désignation numérique et l’ancienne désignation alpha-numérique (utilisée jusqu’en 1975), cela pour les alliages encorecommercialisés. (0)

1.1.2 Cas des produits moulés

Les normes NF A 57-702 et NF A 57-703, s’appuyant sur lesspécifications des normes NF A 02-002 et NF A 02-004, fixent ladésignation des alliages moulés. Cette désignation ainsi que lacomposition des alliages correspondants sont également donnéesdans les articles Données numériques sur l’aluminium et les alliagesd’aluminium de transformation [M 443] et Données numériques surl’aluminium et les alliages d’aluminium de transformation. Alliagesd’aluminium de transformation [M 445] dans le présent traité.

1.2 Symbolisation des traitements thermiques de l’aluminiumet de ses alliages

1.2.1 Vocabulaire des traitements thermiques

Nota : le lecteur se reportera également à l’article Traitements thermiques et conceptionstructurale des alliages [M 1 105] dans le présent traité.

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

Alliage à traitement thermique : expression courammentemployée pour désigner un alliage durcissable par traitementthermique.

Alliage sans traitement thermique : expression courammentemployée pour désigner un alliage non durcissable par traitementthermique.

Mise en solution : traitement suivant lequel un alliage est chaufféà une température convenable et maintenu à cette températurependant un temps suffisant pour permettre aux constituants solublesd’entrer en solution solide où ils seront retenus en état sursaturéaprès la trempe.

Trempe : opération de refroidissement effectuée de façon que lasolution solide obtenue à chaud à température appropriée soitmaintenue en état de sursaturation.

Vitesse critique de trempe : vitesse minimale conduisant à la loicritique de refroidissement qui permet le maintien des constituantsen solution solide sursaturée et l’obtention de caractéristiquesminimales garanties après le phénomène de durcissement.

Alliage autotrempant : alliage dont la vitesse critique de trempeest inférieure à la vitesse de refroidissement naturel se produisanten air calme après transformation à chaud, ou dans le moule aprèssolidification des pièces coulées.

Trempe structurale : traitement thermique complet assurant undurcissement structural ; ce traitement comprend généralementune mise en solution immédiatement :

— d’un refroidissement convenable maintenant la solution solideen sursaturation (trempe proprement dite) ;

— d’une maturation ou/et d’un revenu produisant undurcissement.

Durcissement structural : durcissement résultant de l’évolutionphysico-chimique par maturation ou revenu d’une solution solidesursaturée.

Maturation : évolution spontanée à température ordinaire de lasolution solide sursaturée. Après cette évolution, l’alliage est dit àl’état mûri.

Revenu ou maturation artificielle : durcissement à températuresupérieure à la température ordinaire d’une solution solide sursa-turée obtenue par trempe de l’alliage.

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____________________________________________________________________________________ TRAITEMENTS THERMIQUES DES ALLIAGES D’ALUMINIUM

Sous-revenu : revenu dont la durée est inférieure à celle quiprocure le maximum de durcissement structural à la températurede maintien effective.

Sur-revenu : revenu dont la durée est supérieure à celle quiprocure le maximum de durcissement structural à la températurede maintien effective.

Revenu étagé (double revenu) : revenu effectué en deux étapessuccessives à des niveaux différents de température.

Recuit : traitement thermique ayant pour but d’adoucir un métalou un alliage durci par écrouissage ou par trempe structurale.

Recuit de recristallisation : chauffage d’un produit écroui à unetempérature relativement élevée et pendant un temps approprié, afind’obtenir une recristallisation homogène à grains fins conférant auproduit un adoucissement maximal.

Recuit de précipitation : chauffage assez prolongé à températurecomprise entre la température de revenu et la température de miseen solution d’un produit trempé et mûri ou revenu, dans le butd’obtenir un adoucissement relativement important par évolutiondes précipités provenant des constituants de l’alliage.

Traitement de restauration : traitement thermique d’un métal oud’un alliage écroui ayant pour but d’abaisser ses propriétés de résis-tance mécanique à un niveau contrôlé (par exemple états 1/4 dur,1/2 dur).

Homogénéisation : traitement comportant un chauffage à tempé-rature relativement élevée, appliqué à certains produits bruts defonderie ou corroyés.

Traitement de stabilisation : chauffage et maintien à températureappropriée d’un produit dont les propriétés sont susceptibles d’évo-luer dans le temps ou dans les conditions d’emploi, afin d’interdireou de limiter cette évolution.

1.2.2 Désignation conventionnelle des étatsde 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 fondamentauxsymbolisés comme suit :

F : état brut de livraison : ce symbole s’applique aux produitsfabriqués par déformation plastique sans que soient particulière-ment maîtrisés les taux de durcissement ou d’adoucissement pardéformation ou traitement thermique éventuel.

O : état recuit : c’est l’état le plus ductile. Il est généralementobtenu par le traitement dit de recuit, ce traitement n’étant suivid’aucun écrouissage même par planage ou dressage.

H : état écroui et éventuellement partiellement adouci : cesymbole s’applique aux produits durcis par déformation avec ousans maintien ultérieur à une température suffisante pourprovoquer 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 suiviede trempe et qui continuent d’évoluer à la température ambiante.

T : état durci par traitement thermique : les traitements thermiquesconsidérés sont des combinaisons de tout ou partie des traitementsde mise en solution, trempe, maturation, revenu avec applicationéventuelle de déformations plastiques.

Subdivisions des états fondamentaux

Subdivisions de l’état H : le symbole H est toujours suivi dedeux chiffres et éventuellement de trois.

— Signification du premier chiffre :H1 : état durci par déformation jusqu’au niveau visé de caracté-

ristiques mécaniques, sans adoucissement ultérieur ;H2 : état durci par déformation et partiellement adouci : s’applique

aux produits durcis par écrouissage jusqu’à un niveau supérieur auniveau visé, puis partiellement adoucis par maintien à une tempé-rature appropriée ;

H3 : état durci par déformation et stabilisé : s’applique aux alliages,qui, après avoir été durcis par écrouissage, sont susceptiblesd’évoluer à la température ordinaire ou à leur température d’emploiet qui doivent donc être stabilisés par maintien à une températureappropriée (cas des alliages Al-Mg de la série 5000).

— Signification du deuxième chiffre : le deuxième chiffrecorrespond à la nuance de dureté et précise le niveau de résistanceminimale 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).

Tableau 1 – Correspondance entre les désignations numériques et alphanumériques de l’aluminium

et des alliages d’aluminium corroyés

SérieDésignation numérique

(NF A 02-104) (1)

Désignation alphanumérique

(NF A 02-004)

1000 ( )

1050 A1070 A1080 A10901100119912001370

A5A7A8A9A45A99A4A5/L

2000 (Al-Cu)

2001201120142017 A20242030211722182618 A

A-U6MGTA-U5PbBiA-U4SGA-U4GA-U4G1A-U4PbA-U2GA-U4NA-U2GN

3000 (Al-Mn)300330043005

A-M1A-M1GA-MG0,5

4000 (Al-Si)

4032404340454343

A-S12UNA-S5A-S10A-S7

5000 (Al-Mg)

500550505056 A508350865150525154545754

A-G0,6A-G1,5A-G5MA-G4,5MA-G4MCA85-GTA-G2MA-G2,5MA-G3M

6000 (Al-Mg-Si)

6005 A60606081608261016181

A-SG0,5A-GSA-SGM0,3A-SGM0,7A-GS/LA-SG

7000 (Al-Zn)

70207049 A70517075

A-Z5GA-Z8GUA-Z3G2A-Z5GU

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

Al 99,00



— Autres nuances intermédiaires : les nuances intermédiairesentre les nuances ci-dessus à deuxième chiffre pair peuvent êtreutilisées et correspondent alors à une charge de rupture équidistantedes charges de rupture relatives aux nuances voisines ; lanuance H11 (1/8 dure) correspond, par exemple, à une charge de rup-ture équidistante de celle de l’état O et celle de l’état 1/4 dur du H12.

— Signification du troisième chiffre : ce chiffre est en principe àla disposition du transformateur. Certains états sont normalisés :

• état H111 : état recuit plané ou dressé dont les caractéristiquesmécaniques peuvent être légèrement différentes de celles de l’état O;

• état H112 : état de produits légèrement écrouis soumis à desexigences particulières de caractéristiques mécaniques (s’appliquesurtout aux produits planés ou dressés dont les caractéristiquesmécaniques spécifiées ne sont pas celles de l’état O) ;

• états H311 et 321 : correspondent à des états un peu moins dursque les états H31 et H32 respectivement (s’appliquent aux alliagesAl-Mg à plus de 4 % de Mg) ;

• états H323 et H343 : s’appliquent aux alliages Al-Mg à plusde 4 % de Mg transformés dans des conditions qui confèrent unerésistance satisfaisante à la corrosion sous tension.

Subdivisions de l’état T : le symbole T est toujours suivi de unou plusieurs chiffres dont la signification est donnée par le tableau 2.

1.2.2.2 Cas des produits moulés

La désignation est fixée par la norme NF A 02-002. Les produitsmoulés sont désignés par la lettre Y suivie de deux chiffres : lepremier indiquant le mode d’obtention, le second le traitementthermique. Le tableau 3 résume les différents états.

1.3 Principaux types de traitements thermiques

Les traitements thermiques appliqués aux alliages d’aluminiumpeuvent être classés en trois types principaux :

— les traitements dits d’homogénéisation généralement pra-tiqués sur les produits coulés avant leur transformation ouégalement 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.

La possibilité ou non d’effectuer ce dernier type de traitementpermet d’ailleurs de classer les alliages d’aluminium en deuxgrandes catégories, à savoir :

— les alliages susceptibles de durcissement structural qui, aprèstrempe, voient leur dureté et leur résistance mécanique augmenterpar maturation ou /et revenu : ce sont essentiellement les alliagesdes familles 6000 [Al-Si-Mg], 2000 [Al-Cu] et 7000 [Al-Zn] ;

— les alliages non susceptibles de durcissement structural pourlesquels les modifications précédemment énoncées ne sont pasnotables : ce sont l’aluminium non allié, les alliages des familles 3000(Al-Mn) et 5000 (Al-Mg). (0)

(0)

Remarques

La nuance dure H18 correspond à la charge de rupture d’unetôle de 1 mm d’épaisseur obtenue par une réduction de sectionde 75 % par déformation à partir de l’état O. Les états H28 et H38correspondent par définition à la même charge de rupture quel’état H18 : ils sont obtenus par une réduction de sectionsupérieure à celle définie pour l’état H18, suivie d’un adoucis-sement (H28) ou d’une stabilisation (H38).

— La nuance demi-dure (chiffre 4) correspond à une chargede rupture équidistance de la charge de rupture à l’état O et dela 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 étatsintermédiaires entre 0-4 et 4-8 respectivement.

— La nuance extra-dure (chiffre 9) correspond à une nuanceayant une charge de rupture supérieure à celle définie pour l’étatdur.

Tableau 2 – Produits corroyés : symboles respectifsdes différents traitements correspondant à l’état T

(état durci par traitement thermique)

Traitements de base (1) Symbole

Traité thermi-quement avec mise en solution séparée

Sans écrouissage

Mûri T4Revenu T6 (2)Sur-revenu T7

Avec écrouissage

Écroui Mûri T3Revenu T8

Revenu et écroui T9

Traité thermi-quement sans mise en solution séparée

Sans écrouissage

Mûri T1Revenu T5Revenu et écroui T10

Avec écrouissage Écroui

Mûri T11Revenu T12

(1) Traitements de relaxation : ces traitements sont symbolisés par lechiffre 5 placé en deuxième ou troisième position. À ce chiffre sontassociées trois subdivisions (1, 2, 3) correspondant aux définitionsci-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 grandeque celle de l’état revenu normal : revenu doux ;• T66 : revenu procurant une résistance mécanique plus élevée quecelle à l’état revenu normal : revenu dur.

Tableau 3 – Désignation des modes d’obtentionet des états de livraison des produits moulés

Mode d’obtention Traitement thermique

Non défini .........................................Y0 Aucun traitement Lingot ................................................Y1 ou non spécifié ............ 0

Pièces moulées

Sable...........................Y2 Recuit ............................... 1Coquille ......................Y3 Trempé............................. 2Sous pression ............Y4 Trempé et revenu............ 3Par frittage..................Y5 Trempé et mûri ............... 4Coulée continue.........Y7 Stabilisé ........................... 5Centrifugation ............Y8 Trempé et stabilisé ......... 6

Suivant prescription ........................Y9 Suivant prescription ....... 9

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



2. Traitements thermiques d’homogénéisation

Les traitements dits d’homogénéisation consistent à maintenir àune température assez élevée (le plus souvent entre 450 et 610 oC)et pendant des temps prolongés (en général durant 6 à 48 h) lesplaques ou billettes coulées, afin de faciliter leur transformation oud’améliorer les propriétés des produits obtenus [31] [32].

Ces traitements ont pris depuis ces dernières années une ampleurconsidérable, si bien qu’à l’heure actuelle ils sont extrêmementrépandus et tendent à se généraliser non seulement dans le cas desalliages d’aluminium mais également dans le cas de l’aluminium nonallié.

2.1 Phénomènes métallurgiques

Le terme homogénéisation est parfois impropre car, si certainsalliages tendent vers un état homogène sous l’effet d’un chauffageprolongé, il n’en est pas de même pour tous (cas, par exemple, desalliages Al-Mn). Néanmoins, cette dénomination est entrée dansl’usage et il semble difficile d’en proposer une meilleure.

Les effets de l’homogénéisation peuvent être plus ou moinscomplexes suivant l’alliage auquel ils s’appliquent et égalementsuivant les conditions de coulée de cet alliage. D’une façon générale,plusieurs types d’évolution aisément observables dans les alliagesd’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 intermétalliquesen excès et homogénéisationde la solution solide

Dans un produit coulé avec refroidissement rapide, il existesouvent un excès de phases intermétalliques par rapport à laproportion correspondant à l’équilibre. Un des premiers effets favo-rables de l’homogénéisation sera de rapprocher l’alliage de l’étatd’équilibre et de dissoudre les phases intermétalliques en excès. Demême, ce traitement entraînera, par diffusion, un nivellement desconcentrations dans la solution solide. Ces deux effets, dissolutiondes phases intermétalliques en excès et nivellement desconcentrations dans la solution solide, correspondent bien à la déno-mination homogénéisation ; on conçoit en outre qu’ils aient uneinfluence bienfaisante sur la plasticité de l’alliage. Les étudeseffectuées récemment à l’aide de la microsonde permettent d’obtenirdes renseignements utiles à cet égard [33].

Dans le cas des alliages d’aluminium, on peut assister égalementà des effets spectaculaires des traitements d’homogénéisation surleur structure et également, par voie de conséquence, sur leurspropriétés.

2.1.2 Coalescence de phases intermétalliquesdéjà présentes. Précipitation de nouvelles phases intermétalliques

Dans le cas des traitements effectués à haute température (570à 630 oC par exemple), on pourra observer une dissolutiond’éléments dont la solubilité ne devient appréciable qu’à hautetempérature, ou au contraire la coalescence de phases inter-métalliques peu solubles et même la précipitation de nouvellesphases intermétalliques. Dans ce cas, le terme homogénéisation estbien impropre, il vaudrait mieux parler en effet de traitement d’hété-rogénéisation.

La figure 1 montre, à titre d’exemple, l’influence d’un traitementd’homogénéisation de 24 h à 590 oC effectué sur aluminium non alliéde type 1200 (avec Si = 0,12 %) et obtenu par coulée continue. La dis-tribution du silicium a été déterminée à la microsonde sur une trajectoirelinéaire à travers plusieurs branches de dendrites. À l’état brut de coulée(figure 1a ), on observe une ségrégation importante du silicium dans lesespaces intergranulaires : la teneur en silicium est en effet très basseau cœur des dendrites. Par un traitement d’homogénéisation de 24 h à590 oC au contraire, le silicium diffuse vers l’intérieur des dendrites eton assiste effectivement à une redistribution de cet élément allant dansle sens d’une homogénéisation. En ce qui concerne l’influence d’un telt ra i tement su r l a d is t r ibu t ion du fe r, i l se ra mont réultérieurement (§ 2.2.2) que le mécanisme est totalement différent.

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

Exemple : la figure 2 montre les résultats obtenus sur unalliage 2014 industriel également élaboré par coulée continue. À gauchede la figure sont reproduites les images de rayonnement X de distribu-tion du cuivre, obtenues par balayage à la microsonde. Sur ces images,l’intensité est en chaque point proportionnelle à l’intensité du rayonne-ment X, donc à la concentration en cuivre. À droite de la figure sontreproduits les résultats d’une série d’analyses ponctuelles effectuéessuivant une coupe à travers un grain. On constate qu’à l’état brut de cou-lée, la majorité du cuivre est rassemblée dans les espaces inter-dendritiques sous forme de précipités Al2Cu et Al-Cu-Mg-Si, si bien quela teneur à l’intérieur du grain est très faible. Après une homogénéisationde 12 h à 490 oC, on observe qu’une partie importante des composésintermétalliques est mise en solution et que, par suite, la teneur encuivre au cœur des dendrites est voisine de 4 %.



Il semble par exemple, à la suite d’observations récentes, dansle cas de l’aluminium commercial ou des alliages industriels, quel’on trouve toujours à l’état coulé une matrice d’aluminium sur-saturée en fer. Les traitements thermiques ultérieurs à la couléeconduiront donc le plus souvent à une précipitation de phase typeAl3Fe et à leur coalescence.

Dans certains alliages tels que les alliages d’aluminium-manganèse contenant également du fer ou du silicium, ou les deuxéléments, un chauffage à haute température déterminera nonseulement la coalescence de phases intermétalliques déjà présentes,mais encore la précipitation de phases intermétalliques ternaires ouquaternaires sous une forme pouvant être relativement grossière.

2.1.3 Traitements complexes

Dans certains cas, des traitements de double homogénéisation àdeux paliers de température peuvent être pratiqués : un premier trai-tement 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 permettraensuite 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 propriétésde l’aluminium et ses alliages

2.2.1 Aluminium non allié : influencesur l’anisotropie des tôles destinéesà l’emboutissage

L’homogénéisation des plaques d’aluminium de puretécommerciale sert fréquemment à améliorer l’isotropie des tôlesdestinées à l’emboutissage profond (article Aptitude à l’emboutis-sage des tôles minces [M 695] dans le présent traité). Après laminagesur train continu, la tendance aux cornes à 90o est généralementexcessive. L’homogénéisation qui accroît la tendance aux cornesà 45o est un bon correctif [35].

Les effets de l’homogénéisation et de l’écrouissage sont à peuprès additifs : par exemple, dans le cas donné sur la figure 4, onpeut dire que 24 h d’homogénéisation à 570 oC équivalent grossiè-rement à 100 % d’écrouissage.

En effet, on voit que, dans le cas d’un écrouissage de 100 %, ilfaudra appliquer une homogénéisation de 48 h à 570 oC, alors quedans le cas d’un écrouissage de 200 %, une durée d’homogénéisa-tion de 24 h à la même température sera suffisante.

Dans la pratique, les effets combinés de l’homogénéisation et del’écrouissage sont appliqués dans certaines usines pour la fabrica-tion des tôles en aluminium 1200 ou 1050 destinées à l’emboutis-sage: il suffit de choisir convenablement la durée d’homogénéisationen fonction de l’écrouissage prévu pour obtenir une bonne isotropieà l’emboutissage.

La figure 3 donne un exemple de cet effet observé à la microsondedans le cas de l’alliage industriel 3003. À gauche sont reproduites lesimages électroniques obtenues avec un balayage à la microsonde et enmesurant non plus l’intensité du rayonnement X mais l’intensité ducourant absorbé par l’échantillon (absorption croissant avec le numéroatomique) ; on obtient ainsi une image agrandie de la surface de l’échan-tillon, dans laquelle apparaissent avec des contrastes différents leszones de numéros atomiques différents. À l’état brut de coulée, onobserve à l’intérieur des grains, du fait de la solidification rapide lors dela coulée, une solution homogène renfermant 0,8 % environ de manga-nèse. Dans les espaces interdendritiques, on retrouve l’excès demanganèse sous forme de constituants intermétalliques de type Al6Mn.Après un chauffage à 600 oC, la teneur en manganèse en solution tombeà 0,55 % environ, ce qui se traduit par une précipitation dispersée aucœur des dendrites et ce qui prouve qu’il y avait sursaturation enmanganèse à l’état coulé ; on observe également par ailleurs un effetde globulisation dans les espaces interdendritiques.

La figure 4 montre, à titre d’exemple, l’influence de la durée del’homogénéisation à 570 oC sur la hauteur des cornes à l’emboutissageprofond de l’aluminium 1200 recuit à 500 oC. On remarque que latendance aux cornes à 90o diminue à peu près linéairement avec ladurée de l’homogénéisation, ainsi d’ailleurs qu’avec le taux d’écrouis-sage exceptionnellement défini ici par le paramètre :

avec E épaisseur initiale, e épaisseur après écrouissage.

E e–e

-------------- 100×

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



2.2.2 Aluminium conducteur :amélioration de la conductivité électrique

L’homogénéisation avant filage de billettes destinées à la fabri-cation de fils conducteurs permet d’améliorer d’une façon impor-tante la conductivité électrique du métal.

Nota : d’une façon générale, la conductivité électrique d’un métal ou d’un alliages’exprime en pourcentage de la conductivité du cuivre recuit de résistivité égaleà 1,724 1 × 10–8 Ω · cm à 20 oC (International Annealed Cooper Standard ou IACS). Cettevaleur 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 teneuren fer au cœur des dendrites est supérieure à la limite de solubilitédu fer dans l’aluminium. Aussi, un traitement vers 400 à 500 oC a-t-il

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

2.2.3 Alliage 3003 : diminution de la grosseurdu grain de recristallisation

L’alliage industriel 3003 contient, outre 1 % de manganèse, desadditions volontaires dont le fer fait partie en général et desimpuretés dont la principale est le silicium. L’homogénéisation desplaques coulées réduit considérablement la tendance au grossis-sement du grain durant le recuit final des tôles et, en particulier, dansle cas des recuits effectués avec une faible vitesse de montée entempérature.

2.2.4 Alliages de filage destinés à la décorationet à l’architecture

Les améliorations les plus marquantes apportées aux alliages defilage destinés à la décoration ou à l’architecture sont dues à la miseen application à l’échelle industrielle des traitements d’homo-généisation [37]

2.2.4.1 Cas des alliages Al-Mg-Si du type 6060

À l’état brut de coulée, ces alliages présentent une structuredendritique nette avec de nombreuses plages interdendritiquesrenfermant les phases Al-Fe-Si, Al3Fe et Mg2Si ; quelquesconstituants primaires sont, de plus, visibles au cœur des dendrites.

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

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 àcelle du cuivre (% IACS), passe de 61 % (ce qui correspond à unerésistivité de 2,826 × 10– 8 Ω · cm) si la billette n’est pas homogénéiséeavant fi lage à p lus de 62 % ( rés ist iv i té cor respondante :2,781 × 10– 8 Ω · cm) si la billette a subi avant filage un traitementd’homogénéisation à une température de l’ordre de 400 à 500 oC.

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



Un traitement d’homogénéisation dans le domaine de tempé-ratures 560 à 595 oC apporte de profondes corrections à cettestructure :

— tout d’abord, il modifie assez profondément la répartition deséléments d’alliage : on observe, d’une part, la dissolution desparticules de Mg2Si et la transformation des constituants Al-Fe-Sien Al3Fe et, d’autre part, l’homogénéisation de la matrice, c’est-à-direla disparition des ségrégations de magnésium et de silicium. Lateneur en fer dans l’aluminium, proche de la saturation, n’évoluepresque pas ;

— ensuite, il modifie la morphologie des composés insolublesriches en fer : ces composés globulisent, puis grossissent parcoalescence.

Les premières heures de traitement (4 à 6 h) suffisent à dissoudreparfaitement la phase Mg2Si, à homogénéiser très bien lemagnésium et assez bien le silicium et à faire globuliser lescomposés riches en fer. Une prolongation de l’homogénéisation nefait qu’accentuer lentement la globulisation et parfaire l’homo-généité du silicium.

Mais suivant la vitesse du refroidissement après homo-généisation, c’est-à-dire suivant la vitesse à laquelle on traverse ledomaine de précipitation de la phase Mg2Si en solution solide dansl’aluminium, on peut observer ou non l’apparition de précipitésde Mg2Si à l’intérieur des dendrites et dans les espaces inter-dendritiques : ils sont alors d’autant plus abondants et grossiers quele refroidissement est plus lent.

Par suite de ces modifications structurales profondes, on conçoitque l’homogénéisation ait une influence très nette sur les propriétésde 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’atteindredes taux de productivité élevés. D’une manière concomitante,l’accroissement des échauffements résultant des vitesses de filageélevées rend la trempe à la sortie de la filière plus efficace, et il devientpossible de filer à partir de billettes moins chaudes ; les états desurfaces sont très nettement améliorés et les vitesses de filageadmissibles, sans collages ou arrachements de l’alliage dans lafilière, sont beaucoup plus élevées.

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 dansles applications décoratives lorsque des teintes échelonnées dugris clair au noir sont recherchées.

Ces teintes grises sont obtenues par anodisation en bain classiqued’acide sulfurique. Les couches d’oxydes ont l’avantage de présenterdes colorations particulièrement solides à la lumière et d’assurer unebonne protection contre la corrosion. Les teintes dépendent de lateneur en silicium, de l’épaisseur des couches d’oxydes, desconditions de transformation, mais elles sont surtout remarquable-ment influencées par tous les traitements thermiques et, enparticulier, par les traitements d’homogénéisation qui mettent ensolution une grande partie des précipités d’eutectiques Al-Si etpermettent ainsi d’obtenir, après filage et anodisation, des teintesgris clair (alors que si l’alliage n’avait pas été homogénéisé, on auraitobtenu des teintes gris foncé).

2.2.5 Alliages d’aluminium à haute résistance

Les traitements d’homogénéisation sur les différents alliages desfamilles Al-Cu de la série 2000 et Al-Zn-Mg (Cu) de la série 7000 ontdes effets importants par suite de la dissolution des différentesphases eutectiques formées à la solidification (Al2Cu, Al2CuMg,Mg2Si, MgZn2, etc.) tout en conservant les phases peu solubles dutype Al3Fe, Al6Mn, etc. Les effets les plus significatifs sont :

— l’augmentation de la ductilité, c’est-à-dire de l’importance dedéformation que peut subir l’alliage avant de se rompre ; cetteamélioration est d’autant plus importante que l’alliage est pluschargé en éléments d’addition et contient une fraction volumiqueplus élevée de phases eutectiques ;

— la diminution de la résistance à la déformation (ou de lacontrainte d’écoulement du métal) et donc des efforts pour déformerle métal ;

— la diminution de la température de recristallisation ;— l’amélioration de l’isotropie des caractéristiques mécaniques.

Amélioration de l’aptitude à la déformation : les traitementsd’homogénéisation améliorent l’aptitude à la déformation à chaudde tous les alliages corroyés tels que 6081, 6082, 2017, 2014, 2024,7020, 7075, 7049, etc., ce qui se traduit par une diminution despressions de filage et une augmentation des vitesses de déformationadmissibles (ces dernières peuvent se trouver augmentéesde 20 à 30 % et parfois même plus). En forgeage, matriçage,laminage, les produits préalablement homogénéisés présententégalement un meilleur comportement (meilleurs états de surface :absence de criques par exemple). Ces effets sont évidemment à relierau nivellement des concentrations dans la solution solide.

Diminution de la température de recristallisation : un autre effetde l’homogénéisation est d’abaisser la température de recristallisa-tion des alliages corroyés lors de leur déformation à chaud ou lorsdu traitement thermique de mise en solution. Cela est mis enévidence par la figure 5 dans le cas d’un alliage Al-Si-Mg du type6081 et 6082. On voit que plus l’homogénéisation est réalisée àtempérature élevée, plus la température de recristallisation duproduit filé est basse. On constate également que la température derecristallisation augmente avec la quantité de manganèse et laprésence de zirconium.

Exemple : c’est ainsi que les alliages type 6060 destinés à lamenuiserie métallique et qui reçoivent actuellement un très granddéveloppement sous forme de profilés obtenus par filage sontsystématiquement homogénéisés après coulée et donc avant filage.L’homogénéisation effectivement réalisée consiste en un traitement deplusieurs heures (4 à 12 h en général) à une température compriseentre 540 et 590 oC : le choix de la température dépend d’ailleurs enpartie de la brillance que l’on désire obtenir sur le profilé après son trai-tement par oxydation anodique, une température d’homogénéisationélevée (au voisinage de 580 à 590 oC) tendant à donner un aspect brillantalors 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 deprofilés ouverts (ou pleins) et entre 35 et 50 m/min dans le cas deprofilés tubulaires (ou creux), et cela en effectuant le réchauffage desbillettes à une température de l’ordre de 440 à 460 oC (dans le premiercas) ou de 450 à 470 oC (dans le deuxième cas) de façon à assurer unetempérature de sortie du profilé d’au moins 500 oC. Après refroidisse-ment à l’air soufflé à la sortie de la filière (afin d’assurer une vitesse derefroidissement supérieure à 60 oC / min) et traitement de revenude 8 h à 175 oC par exemple, les profilés présentent les caractéristiquesmécaniques moyennes ci-après (état T5) :

Rp 0,2 = 150 MPa, R = 190 MPa, A = 17 %

Des caractéristiques plus élevées peuvent être obtenues en utilisantdes alliages type 6060 plus chargés en magnésium et silicium, mais cegain est obtenu au détriment de la vitesse de filage, qui reste néanmoinsencore très appréciable. Par exemple, un alliage type 6060 avecMg = 0,75 %, Si = 0,57 % peut se filer à une vitesse de l’ordrede 40 m/min (cas des profilés ouverts) ou de 20 m/min (cas des profilésfermés) et présenter, dans le même état T5, les caractéristiques detraction moyennes ci-après :

Rp 0,2 = 230 MPa, R = 250 MPa, A = 12 %



Cet abaissement du seuil de recristallisation n’est pas toujoursavantageux : dans les produits filés en alliages à haute résistance,l’homogénéisation risque de déclencher une recristallisationindésirable 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’orientationpréférentielle 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’élasticitéet charge de rupture) qui atteignent, dans le sens du filage, des valeurs très supérieures àcelles 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.

Amélioration de l’isotropie des caractéristiques mécaniques

Le traitement d’homogénéisation a également pour effet dediminuer l’anisotropie des caractéristiques dans les différentesdirections de prélèvement : ce phénomène est surtout bénéfiquedans le cas des produits épais ne subissant qu’un faible taux decorroyage (cas par exemple des pièces forgées ou matricées de fortesection).

2.3 Pratique des traitements d’homogénéisation

La durée du traitement d’homogénéisation est généralementfonction de la section des produits, qui elle-même est souvent enrelation avec l’importance des ségrégations et sursaturationsprésentes à l’état brut de coulée. Les durées habituelles sont del’ordre de 5 à 48 h et donc d’autant plus longues que la section duproduit est plus importante. Il faut distinguer à ce sujet le tempsnécessaire pour atteindre la température effective d’homogénéisa-tion (variable suivant les dimensions et la forme du produit, la chargedes fours, leur conception et leur puissance) du temps de séjour àla température désignée : c’est le temps de séjour à la températured’homogénéisation qui doit être considéré comme seul efficace.

Les températures d’homogénéisation dépendent essentiellementde la nature des alliages et également du but recherché. Lestempératures 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 :

• : 520 à 600 oC,• : 510 à 550 oC,• Mg > 4,5 % : 490 à 530 oC.

Figure 5 – Influence de la température d’homogénéisationsur la température de recristallisation d’un méplatobtenu par filage à 460 oC (rapport de filage : 40)

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 avantfilage sur les caractéristiques mécaniques de traction et cela en fonctionde 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 texturenon 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 quifavorisent l’apparition d’une texture recristallisée entraînant la diminu-tion ou la suppression de l’effet de presse.

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

Mg 2 % 2 Mg 4,5 % <



3. Traitements thermiques d’adoucissementpar restauration ou recuit

Ces traitements ont pour but principal d’améliorer ou de régénérerla plasticité d’un alliage donné.


3.1.1 Durcissement par écrouissage

L’écrouissage d’un métal ou alliage a pour effet d’augmenter sadureté et sa résistance mécanique (résistance à la rupture et limited’élasticité) mais, en contrepartie, de diminuer sa plasticité,c’est-à-dire son allongement à la rupture et son aptitude à ladéformation.

Dans le cas des alliages susceptibles de durcissement structural,les effets de l’écrouissage sont sensiblement du même ordre : pourl’état T4 en particulier, la limite d’élasticité augmente très rapidementen fonction de l’écrouissage ; pour l’état T6, l’accroissement relatifdes caractéristiques en fonction de l’écrouissage est plus faible.

L’examen macrographique d’un alliage écroui révèle une textureorientée (article

Texture et anisotropie des matériaux

[M 605] dansle présent traité) : cette orientation d’ensemble est le résultat d’unmorcellement des grains d’origine, la déformation plastiqueaccentuant ce morcellement et cette orientation de façon d’autantplus 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 àdifférentes températures pendant des temps variables, on obtientaprès refroidissement un alliage plus ou moins adouci.

On constate (figure

8

) que chaque courbe du réseau obtenuprésente trois zones bien distinctes :

— le premier tronçon de chaque courbe (tronçon supérieur)affecte une faible pente : ce tronçon est d’autant plus court que latempérature est plus élevée. Il correspond au

traitement dit derestauration

au cours duquel le motif et l’orientation de l’état écrouisont sensiblement conservés. Au fur et à mesure que la températureet la durée de chauffage augmentent, un perfectionnement du réseaus’opère, mais sans grossissement sensible des cristallites demorcellement, celles-ci évoluant vers une texture de sous-grains,

d’abord imparfaite, mais se perfectionnant progressivement, tout engardant sensiblement le motif et l’orientation de l’état écroui. Lacharge de rupture et la limite d’élasticité diminuent en même tempsque l’allongement à la rupture et la plasticité augmentent. Cetadoucissement est d’autant plus complet que la température s’élèveou que la durée du traitement croît ;

— le deuxième tronçon, de pente nettement plus forte, apparaîtpour chaque température au-delà d’un certain temps d’autant pluscourt que la température est plus élevée. À ce stade, il y a apparitionprogressive et visible de nouveaux cristaux d’orientation nettementdifférente de celle des motifs d’écrouissage. Ces nouveaux cristauxse développent au travers des précédents. Cette phase correspondà la

recristallisation partielle

. Si le traitement se prolonge, ou encoresi la température s’élève, ces nouveaux grains, petits à leurapparition, croissent rapidement, envahissent progressivementtoute la structure et finissent par se substituer totalement au motifde l’état écroui ;

— le troisième tronçon, de pente sensiblement nulle, correspondà la

recristallisation complète

. C’est l’aboutissement du processusdéfini précédemment : les nouveaux cristaux ayant envahi la tota-lité de la structure qui est entièrement recristallisée, le métal setrouve alors dans l’état dit

recuit

.

L’examen des courbes de la figure

8

montre que le terme

tempé-rature de recristallisation

est dépourvu de sens si l’on ne précise pasla durée du traitement. En effet, dans le cas présent, une recristal-lisation complète peut être obtenue aussi bien en 3 h à 280

o

C qu’enmoins de 1 min à 350

o

C.

D’une façon générale, les traitements susceptibles de régénérerla plasticité d’un alliage préalablement écroui peuvent se classeren deux groupes : d’une part, les recuits de restauration et, d’autrepart, les recuits de recristallisation.

La figure

7

donne, à titre d’

exemple

, l’influence du taux d’écrouis-sage sur les caractéristiques mécaniques de traction d’alliages non sus-ceptibles de durcissement structural (aluminium non allié et alliages dutype 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 particuliersi l’on considère la limite d’élasticité, sur les alliages Al-Mg quicontiennent une grande quantité de magnésium en solution solide quesur les alliages Al-Mn qui, au contraire, ont une grande partie dumanganèse hors solution sous forme de fines particules de phase Al-Mndispersées dans la matrice.

La figure 8 donne, à titre d’exemple, l’évolution des caractéristiquesmécaniques, et en particulier de la dureté, dans le cas d’une tôle enalliage 5754 de 1,6 mm d’épaisseur, écrouie de 150 %, ayant subi deschauffages de 155 à 350 oC durant des temps variables [17].

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])



3.2 Traitements de restauration

3.2.1 Différents types de traitementsde restauration

Les traitements de restauration correspondent à un perfection-nement du réseau du métal écroui. Ce perfectionnement est d’autantplus important qu’il est effectué à une température inférieure à celledu seuil de recristallisation. Par ailleurs, la figure 8 a montré que,pour un alliage donné, il était essentiellement fonction de latempérature et de la durée du traitement.

Dans la pratique industrielle, deux types de traitements sontessentiellement utilisés pour obtenir les états restaurés, à savoir :

— les traitements de courte durée (quelques minutes) générale-ment effectués dans des fours à passage : ces traitements consistentalors en des chauffages rapides à température relativement voisinede celle de la recristallisation, avec tolérances faibles de temps etde température ;

— les traitements de longue durée (quelques heures) consistanten un chauffage à température plus basse que précédemment, maisavec des tolérances assez grandes de temps.

3.2.2 Avantages des traitements de restauration

Les traitements de restauration présentent plusieurs avantagesessentiels :

— au cours de la restauration, il n’y a pas, par définition, de recris-tallisation et, par conséquent, les risques de recristallisation gros-sière qui seront vus plus loin (§ 3.3.2 à 3.3.4) sont inexistants, ce quiest d’un intérêt essentiel pour les mises en forme ultérieures ;

— à égalité de résistance mécanique, la plasticité est meilleuresur métal restauré que sur métal écroui. La figure 11 traduit trèsnettement cette propriété dans le cas de l’aluminium 1050 A laminé,en chiffrant la plasticité soit par les allongements à la rupture, soitpar des flèches admissibles à l’emboutissage. Les avantages de cettepropriété sont évidents chaque fois que des opérations de mise enforme sont envisagées [40] [41] [42].

3.2.3 Inconvénients éventuelsdes traitements de restauration

Les traitements de restauration présentent deux caractères quipeuvent parfois se révéler gênants :

— ils ne permettent pas des adoucissements beaucoup supérieursà 40 % ou, dans les cas les plus favorables, à 50 %, ce qui exclutd’obtenir toutes les qualités à partir d’une seule nuance écrouie ;

— ils ne changent pas la texture d’orientation du produit (l’orien-tation préférentielle de l’état écroui étant conservée : (§ 3.1.2) ce qui,en fait, n’est pas toujours désavantageux, mais ne permet pas derégler l’isotropie lors du traitement final comme le font certains trans-formateurs d’alliages d’aluminium. Ce caractère cesse d’ailleursd’être un inconvénient s’il est possible d’obtenir l’isotropie au moyend’un recuit intermédiaire bien réglé. Par ailleurs, il peut égalementêtre possible de compenser l’orientation d’écrouissage en opérantun début de recristallisation : on fait alors coexister les deuxphénomènes de restauration et de recristallisation, mais de tels trai-tements sont relativement délicats d’exécution industrielle [5].

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

Les figures 9 et 10 donnent, à titre d’exemple, l’influence de traite-ments de restauration sur les caractéristiques mécaniques de tractiond’un alliage 5754 renfermant 2,8 % de magnésium et 0,5 % demanganèse : la figure 9, relative à des traitements de courte duréeeffectués normalement dans des fours à passage, concerne des tôlesde 2,2 mm d’épaisseur obtenues avec un écrouissage de 85 %. Lafigure 10 est relative au même alliage sous forme de tôles de 1,8 mmd’épaisseur, obtenues avec un écrouissage de 135 %, mais correspondà des traitements de longue durée pouvant donc être effectués dansdes fours dormants.

Ces courbes montrent que par des traitements de quelques minutesaux températures inférieures à 275 oC (figure 9) ou de quelques heuresaux températures inférieures à 225 oC (figure 10), il est possible deréaliser des recuits dont les résultats sont reproductibles. Lorsqu’ondépasse ces températures, la recristallisation intervient et les fluctua-tions de température entraînent des variations plus importantes descaractéristiques.

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−

11


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])



3.3 Traitements de recuitde recristallisation

3.3.1 Effets des traitements de recuitde recristallisation

Les traitements de recuit de recristallisation augmentent de façonconsidérable la plasticité mais diminuent, en contrepartie, la limited’élasticité, la charge de rupture et la dureté.

D’une façon générale, l’adoucissement par recristallisationaugmente avec l’écrouissage avant recuit.

Le traitement de recuit de recristallisation conduisant à la nais-sance de nouveaux cristaux, on recherche en général une recristal-lisation à grains fins. En effet, on sait qu’un grain trop grossierproduit, lors d’une déformation plastique, le défaut de peaud’orange [44].

Toutefois, dans certaines conditions, il est possible d’obtenir ungrain de recristallisation grossier, ce grain apparaissant généra-lement soit par recristallisation sur écrouissage critique, soit parrecristallisation secondaire.

3.3.2 Traitements de recuit sur écrouissage critique

Pour des déformations très faibles, on n’observe, après recuit, quele phénomène de restauration. Si l’on maintient constantes la tempé-rature et la durée du recuit et si l’on augmente l’écrouissage avantrecuit, on observe qu’à partir d’un certain écrouissage il se produitun commencement de recristallisation, et qu’au-delà d’un autreécrouissage la recristallisation est complète. Les deux écrouissagesqui correspondent au commencement et à la fin de la recristallisationsont souvent assez peu différents et généralement confondus sousle nom d’écrouissage critique. L’écrouissage critique ne doit pas êtreconsidéré comme une caractéristique intrinsèque d’un alliage

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])

La figure 12 donne, à titre d’exemple, l’influence de la durée d’untraitement de recuit de recristallisation, effectué à 310 oC sur unaluminium 1050 A écroui de 93 % [43].

La figure 13 donne, à titre d’exemple, la variation de la dureté enfonction de la déformation à froid avant recuit dans le cas d’unalliage 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 del’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 minà 375 oC par exemple est d’autant plus important que le matériau a étépréalablement plus écroui. On peut également constater que la tempé-rature conduisant, en un temps de chauffage déterminé, à un mêmeadoucissement est d’autant plus faible que le taux d’écrouissage estplus élevé. Aussi dit-on fréquemment que la température de recristal-lisation décroît lorsque le taux d’écrouissage avant recuit augmente,mais il a été vu précédemment (§ 3.1.2) combien ce terme températurede recristallisation devait être employé et interprété avec prudence.

Figure 12 – Évolution des caractéristiques mécaniques de traction de l’aluminium 1050 A lors du recuit de recristallisation à 310 oC

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



donné ; en réalité, il varie de façon importante avec de nombreuxparamètres et, en particulier, la température et la durée du recuitfinal et également le processus de transformation subi par le métal.

(0)

Les mêmes phénomènes sont observés dans le cas des alliagesd’aluminium mais, en outre, des différences significatives sontrencontrées lorsqu’on passe d’un alliage à un autre.

D’une façon générale, il est bien admis que la grosseur moyennedu grain de recristallisation dans un alliage donné varie, touteschoses égales par ailleurs, en sens inverse de l’écrouissage qui aprécédé la recristallisation. L’écrouissage critique, étant le plus petitécrouissage qui permette d’obtenir la recristallisation dans desconditions données, est par conséquent celui qui fournit le grain derecristallisation le plus gros que l’on puisse obtenir dans lesconditions de recuit considérées. Le grain de recristallisation corres-pondant à l’écrouissage critique est appelé grain critique. D’unefaçon générale, les diagrammes donnant la grosseur du grain enfonction du taux d’écrouissage et de la température de recuit selonque 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 sontd’autant plus faibles que la température de recuit est élevée et,d’autre part, que la grosseur du grain critique est d’autant plus forteque la température de recuit est plus élevée et par conséquent quel’écrouissage critique est plus faible : cette loi peut être considéréecomme à peu près générale.

La vitesse de chauffage à la température de recuit a égalementun effet important sur la grosseur du grain des alliages d’aluminium.La figure 15 montre qu’une faible vitesse donne un grain derecristallisation plus gros qu’une vitesse élevée. Cette figure illustreégalement l’influence de la température de recuit.

La composition de l’alliage est, bien entendu, un facteur qui influesur l’écrouissage et le grain critiques. Certaines additions commele manganèse, le zirconium et parfois le chrome, qui retardent larecristallisation, augmentent l’écrouissage critique.

Moyens pour éviter le grossissement du grain sur écrouissagecritique : dans les alliages où le grain critique est susceptible d’êtregrossier, deux moyens sont couramment utilisés pour éviter le gros-sissement local du grain :

— soit limiter l’écrouissage avant traitement thermique à desvaleurs telles que l’écrouissage critique ne soit pas atteint ;

— soit, au contraire, faire en sorte que l’écrouissage critique soitdépassé en tous points du produit. Dans ce cas, la texture finale serarecristallisée à grains assez fins. Dans la pratique, on peut admettreque l’écrouissage minimal avant un recuit de recristallisationvers 340 à 400 oC est de l’ordre de 20 % pour l’aluminium ou lesalliages type Al-Mn, Al-Mg et Al-Si-Mg, de l’ordre de 15 % pour lesalliages à haute résistance du type 2017 A, 2024 et 2014, et de 30 %

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’exemple donné dans le tab leau 4 e t qu i concerne

l’aluminium 1200 permet d’apprécier combien les variations des seulsfacteurs étudiés peuvent influer sur l’écrouissage critique puisquecelui-ci passe, selon les cas, de 1 % à près de 7 %.

Tableau 4 – Écrouissage critique en fonction du processus de transformation et des conditions de recuit

de l’aluminium 1200 [17]

Homogénéisation des plaques

Épaisseur de latôle

Rapport de

l’épaisseur ébauche

à l’épaisseur

tôle

Écrouissage critique(%)

(mm)

Recuit final

1 h 450 oC

Recuit final

1 h 500 oC

12 h à 570 oC 2 0,8

1,94,9

6,85,0

3,92,0

48 h à 570 oC 2 0,8

2,055,1

5,24,7

2,21,1

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 ;

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



pour les alliages Al-Zn-Mg (Cu) du type 7020 et 7075. Lorsquel’écrouissage est causé par des opérations de mise en forme (pliage,emboutissage par exemple) et est donc relativement faible, il estpréférable d’adopter la première méthode : elle comporte cependantun risque de grossissement local du grain si l’écrouissage dépasse,par accident, la valeur visée.

La seconde méthode suppose en général un léger écrouissagepréalable du matériau mis en œuvre car les déformations ne sonthabituellement pas suffisamment importantes, ni surtout homo-gènes, pour dépasser partout l’écrouissage critique d’une quantitésuffisante.

Cette seconde méthode semble par exemple la seule possible pourles alliages comme le 2618 A dont l’écrouissage critique pour untraitement 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 étatécroui.

3.3.3 Recristallisation secondaire

Par ailleurs, pour de forts écrouissages et pour des températuresde traitement élevées, on peut constater l’apparition d’une nouvellerecristallisation qui se traduit par le grossissement exagéré dequelques grains au travers du motif de recristallisation primaire. Cephénomène, appelé recristallisation secondaire, est relativementpeu courant pour les alliages mais peut se produire sur l’aluminiumnon allié ou les alliages faiblement alliés. Dans ce cas, le grossis-sement du grain par recristallisation secondaire apparaît d’autantplus facilement que le titre de l’aluminium est élevé.

Pour certains alliages, tels que les alliages 3000 et 5000, on peutéviter la recristallisation secondaire en montant le plus rapidementpossible à température.

D’une façon générale, la liaison entre la grosseur du grain,l’écrouissage avant traitement et la température de recuit peut êtrereprésentée par un diagramme dont la surface caractéristique estdonnée 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 (recris-tallisation 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 correspondantaux écrouissages importants et aux températures de recuit élevées(recristallisation secondaire).

3.3.4 Cas de l’aluminium raffiné

L’aluminium raffiné présente une très forte tendance à la recris-tallisation à gros grains, tendance d’autant plus marquée que lapureté est plus grande. La recristallisation à gros grains peut mêmeapparaître avant la recristallisation primaire, amenant ainsi à desconclusions qui semblent contredire les conclusions générales. Parailleurs [44] :

— les deux zones de grossissement du grain (faibles et fortsécrouissages) sont confondues en une seule zone, aux températuressupérieures à 550 oC ;

— les températures assurant la recristallisation pour des écrouis-sages compris entre quelques pour-cent et 33 % sont toujourssuffisantes pour donner du gros grain en recuit statique ;

— la zone de recristallisation à gros grains des forts écrouissagespeut s’étendre jusqu’à des températures très basses (100 oC parexemple) ;

— la recristallisation primaire à grains fins débute sensiblementtoujours à la même température, au voisinage de 290 oC pour60 % d’écrouissage.

3.4 Traitements de recuit de coalescence (ou recuit de précipitation)

Ces traitements s’appliquent aux alliages à durcissementstructural ayant subi au préalable une mise en solution. Ils visentà obtenir la plasticité maximale en opérant la coalescence des phasesriches en éléments durcissants sous une forme inactive (tout aumoins en ce qui concerne le durcissement structural). Ils sonteffectués aussi bien sur l’état écroui que sur l’état mûri ou revenu.Dans le premier cas, le traitement de recuit peut entraîner larecristallisation ; au contraire, dans le second cas, le recuit ne donnehabituellement pas de recristallisation puisque, si l’alliage n’a pasdéjà recristallisé au cours de la mise en solution, il ne recristalliserapas non plus lors du traitement de recuit effectué généralement àplus basse température.

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

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



3.5 Influence des conditionsde refroidissement après recuit

Pour les alliages sans durcissement structural, le refroidissementaprès maintien à la température de recuit peut être effectuérapidement mais la vitesse de descente n’a pas d’influence aussimarquée sur le grain que la vitesse de montée en température ; aussi,dans la pratique industrielle, refroidit-on relativement vite le métalen 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 demontée à la température de recuit et de maintien à cette température,une partie des phases durcissantes est remise ou maintenue ensolution solide et peut, par conséquent, donner lieu à un durcisse-ment partiel ultérieur. On peut, lors du recuit de coalescence, éviterce phénomène soit en réglant la vitesse de refroidissementau-dessous d’une valeur maximale, tout au moins dans un intervallede températures donné, soit en ménageant des paliers coalescentsdans la courbe des températures descendantes.

Il n’est généralement pas nécessaire de refroidir lentement dansle four de recuit les produits jusqu’à la température ambiante car,d’une part, les transformations deviennent lentes au-dessousde 200 oC et, d’autre part, certains effets de durcissement par revenupeuvent intervenir aux basses températures et rendre l’adoucisse-ment moins complet (ce phénomène peut être observé en particuliersur l’alliage 2117 [17]).

Chaque type d’alliage présente, du point de vue de la sensibilitéà la vitesse de refroidissement après recuit, une individualité dontil faut tenir compte :

— dans le cas des alliages du type Al-Cu(Mg-Si), le refroidisse-ment 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 tempé-rature 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 températureambiante ;

— dans le cas des alliages du type Al-Zn-Mg et Al-Zn-Mg-Cu, ilest conseillé de refroidir à une vitesse de l’ordre de 20 oC/h de latempérature de recuit (tableau 15, § 5.3.7) à la températurede 230 oC, d’effectuer un palier de quelques heures à cette dernièretempérature afin de coalescer les constituants mis en solution parle recuit, de refroidir ensuite à une vitesse de l’ordre de 40 oC/ jjusqu’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 refroidissementjusqu’à 200 oC est suffisamment faible : 20 oC/h par exemple).

3.6 Conditions pratiquesde traitements d’adoucissementpar recuit ou restauration

Le tableau 15 (§ 5.3.7) donne les conditions des traitementsd’adoucissement qui peuvent être appliquées sur l’aluminium et lesdifférents alliages d’aluminium, cela en distinguant les trois typesde traitements qui peuvent être effectués, à savoir :

— traitement de recuit après traitement thermique (dans le casdes alliages à durcissement structural) ;

— traitement de recuit de recristallisation sur métal préalablementécroui ;

— traitement de restauration sur métal préalablement écroui.

4. Traitementde durcissement structural

Dans ce paragraphe, on étudie surtout les traitements de mise ensolution, trempe, maturation et revenu des alliages d’aluminium.


4.1.1 Différents stades du traitementde durcissement structural

L’aluminium est capable de former des solutions solides avec laplupart des métaux qui lui sont associés comme constituantsd’alliage. La possibilité de traiter thermiquement un alliage est dueà l’augmentation, avec la température, de la solubilité à l’état solidedes éléments d’addition. Autrement dit, pour qu’un alliage soit trai-table thermiquement, il y a lieu que l’un au moins des constituantsdonne avec l’aluminium un diagramme d’équilibre binaire du typede celui de la figure 17 qui représente le cas de la solubilité du cuivredans l’aluminium.

Le traitement thermique dit de durcissement structural comportetrois grands stades :

mise en solution solide : chauffage à température élevée (400à 600 oC suivant les alliages considérés). Dans le cas de l’alliageAl-4 % Cu par exemple, il a pour but théorique la mise en solutiondans l’aluminium à l’état solide des 4 % de cuivre. D’après lediagramme d’équilibre binaire (figure 17), la température minimalede mise en solution est de 500 oC. Il faut en effet atteindre lepoint F sur la courbe AG traduisant la limite de solubilité, à l’étatsolide, du cuivre dans l’aluminium en fonction de la température ;

refroidissement : si maintenant l’alliage est refroidi assezlentement pour qu’à chaque température l’équilibre ait le temps des’établir, il va y avoir séparation en deux phases dès que latempérature passera au-dessous de 500 oC : c’est la précipitation.Comme la solubilité du cuivre dans l’aluminium diminue avec latempérature, la quantité de précipités va augmenter lorsque latempérature va diminuer.

Cependant, si au lieu de refroidir lentement la solution homogène,on l’amène brusquement à la température ambiante par trempe, laprécipitation n’a pas en général le temps de se former durant le refroi-dissement. On peut ainsi obtenir, à la température ambiante, la solu-tion solide homogène qui était stable au-dessus de 500 oC, mais quise trouve alors sursaturée ;

durcissement structural proprement dit : cette solution solide,qui se trouve à l’état métastable, va avoir tendance à retrouverl’équilibre en rejetant sous forme de précipité une partie du cuivrequi est en sursaturation : c’est ce phénomène qui est responsabledu durcissement structural par maturation à la températureambiante. Toutefois, ce retour à l’équilibre de la solution solidesursaturée peut être très lent à la température ambiante par suitedes faibles vitesses de réaction : cette évolution peut être accéléréepar des maintiens à température supérieure, qui constituent lestraitements de revenu et qui se traduisent généralement par undurcissement plus important de l’alliage.



4.1.2 Phénomènes structuraux.Mécanismes de la précipitation

Dans tout traitement dit de durcissement structural, on retrouvedonc toujours les trois stades ci-après :

— mise en solution à une température suffisante pour mettre ensolution solide le plus grand nombre possible d’élémentsdurcissants ;

— refroidissement rapide ou trempe ;— maturation ou revenu pendant lesquels se produit la décompo-

sition contrôlée de la solution solide sursaturée.

Les phénomènes intervenant pendant ce troisième stade sont trèscomplexes. Néanmoins, les progrès accomplis dans la connaissancedu durcissement structural ont été suffisamment notables pour quel’on puisse commencer désormais à délimiter un cadre interprétatifdes phénomènes du durcissement structural intervenant lors de lamaturation et du revenu.

Le lecteur pourra obtenir les données suffisantes à cet égard ense reportant à l’article Durcissement par précipitation des alliagesd’aluminium [M 240] dans ce traité, ainsi qu’aux références biblio-graphiques du présent article, en particulier références [51] [52] [69][70].

Très schématiquement, on peut dire que la décomposition de lasolution solide sursaturée obtenue par refroidissement rapide outrempe s’articule en deux stades, le premier concernant une précipi-tation caractérisée par la formation des zones de Guinier-Preston ouzones GP (agrégats riches en solutés, cohérents avec la matrice), lesecond comportant la précipitation de phases intermédiaires métas-tables et éventuellement, si la décomposition est suffisammentpoussée, de phases stables d’équilibre.

D’une façon générale, l’expérience a montré, dans le cas desalliages d’aluminium, que pendant la maturation on a affaire exclusi-vement à la précipitation, c’est-à-dire à la formation des zones deGuinier-Preston (qui diffèrent en nombre, dimensions, formes etdans la cinétique du grossissement, d’un alliage à un autre)cependant que, par suite des difficultés de germination, la phasestable ou les autres phases métastables, ayant une structurecristallographique différente de celle de l’aluminium, ne peuvent pasapparaître.

Pendant le revenu, quoiqu’on puisse encore avoir au début l’appa-rition de zones de Guinier-Preston, celles-ci sont généralementremplacées par une ou plusieurs phases métastables.

Le durcissement d’un alliage lors de la maturation ou du revenuest dû à l’interaction des dislocations avec les zones GP et les phasesprécipitées, en ce sens que la présence de ces particules précipitéestend à bloquer le mouvement des dislocations, rendant ainsi plusdifficile la propagation de la déformation et augmentant, parconséquent, la résistance mécanique de l’alliage. Les facteurs quiconditionnent ces mécanismes d’interaction sont multiples, mais onpeut 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’aluminiumà durcissement structural

Il existe évidemment un très grand nombre de types deprécipitations pouvant être obtenues par décomposition d’unesolution solide sursaturée à base d’aluminium. Toutefois, dans biendes cas, la précipitation ne peut entraîner qu’un durcissement faiblede l’alliage (cas par exemple des systèmes Al-Mg, Al-Si, Al-Zn).Aussi, pratiquement, le nombre de systèmes de précipitation utilisésindustriellement pour le durcissement structural des alliagesd’aluminium est-il assez limité. En pratique, quatre systèmes sontutilisés essentiellement : (0)

Le durcissement des alliages basés sur chacun de ces systèmesest alors lié à l’apparition des formes transitoires des précipitationscorrespondantes. Par ailleurs, divers types de précipités peuventcoexister dans un même alliage (article Durcissement par précipi-tation des alliages d’aluminium [M 240] dans le présent traité).

4.1.3.1 Système Al-Cu. Alliages durcispar la précipitation de Al2Cu

Le cas de l’alliage binaire Al-Cu 4 % est intéressant car il a souventservi de base pour l’étude des phénomènes de précipitation.

Lorsque l’alliage a été mis en solution à 530 oC et trempé, onobserve, s’il est soumis ultérieurement à une température inférieureà 130 oC, seulement la formation de zones de Guinier-Preston quiont la forme de plaquettes. À des température de l’ordre de 165 oC,on observe encore au début la formation de zones de Guinier-Prestonmais peu à peu apparaît une nouvelle phase, dite θ ′′, à structuretétragonale. Les dimensions de cette phase sont de l’ordre de50 × 50 × 5 (nm). Cette phase, étant fortement cohérente avec lamatrice, entraîne d’importantes déformations de la solution solideau voisinage des précipités ; on dit généralement que les dislocationsdu matériau ont beaucoup de mal à traverser ces zones fortementperturbées, 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 maisest remplacée peu à peu par une nouvelle phase, encore métastable,appelée θ′, à structure tétragonale et de composition correspondantà Al2Cu. Les dimensions de cette phase sont nettement plusimportantes : de l’ordre de 1 000 × 1 000 × 10 (nm) ; la cohésion avecla matrice est seulement partielle et ne s’oppose pratiquement pasau cheminement des dislocations au travers du matériau :l’apparition de cette phase θ′ peut donc être génératriced’adoucissement.

Figure 17 – Diagramme d’équilibre aluminium-cuivresystème précipitation d’équilibre

Al-Cu Al2CuAl-Cu-Mg Al2CuMgAl-Mg-Si Mg2SiAl-Zn-Mg MgZn2



Enfin, plus avant dans l’échelle des températures (au-delàde 300 oC) et des temps, on note l’apparition de la phase stable θ,toujours à structure tétragonale, correspondant à la compositionCuAl2 normalement indiquée sur les diagrammes d’équilibre. Sesdimensions sont de l’ordre de quelques centièmes de millimètre àquelques dixièmes de millimètre. La coalescence de cette phase estgénératrice d’un adoucissement généralisé.

Alliages industriels : les alliages industriels du type Al-Cu sont ennombre relativement réduit et, en pratique, centrés sur une composi-tion Al-5,5 à 6,5 % Cu : ce sont les alliages 2001 et 2219 surtoututilisés par suite de leur bonne résistance à chaud. Au maximum deleurs caractéristiques mécaniques, ces alliages sont caractérisés engrande partie par la présence de la phase θ′′ et par une petite quantitéde phase θ′.

4.1.3.2 Système Al-Cu-Mg. Alliages durcispar la précipitation de Al2CuMg

L’addition de magnésium à l’alliage Al-Cu entraîne une augmen-tation appréciable des caractéristiques mécaniques lors de lamaturation ou du revenu.

Les premières phases de la précipitation se traduisent par laprésence de zones de Guinier-Preston cylindriques de 2 à 5 nm dediamètre. Au cours du revenu, on voit apparaître tout d’abord laphase de transition S′-Al2CuMg sous forme d’aiguilles cohérentesavec la matrice et parallèles aux directions [103]. Enfin, lorsque lesconditions de revenu sont plus poussées, les aiguilles de phase S′ setransforment en lattes de phase d’équilibre S-Al2CuMg qui présenteun réseau orthorhombique.

Alliages industriels : la plupart des alliages industriels du systèmeAl-Cu-Mg contiennent un excès de cuivre par rapport à la formulestœchiométrique Al-Al2CuMg. Seul l’alliage 2618 A peut êtreconsidéré 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 néces-sitant une bonne tenue à chaud jusqu’à 250 oC environ : enparticulier, cet alliage présente une bonne résistance au fluage et aété choisi pour la fabrication de l’avion supersonique Concorde.Cette bonne tenue à chaud est attribuée à la présence d’une forteproportion de phase insoluble (Al9FeNi).

Le durcissement maximal de cet alliage, obtenu par revenu à unetempérature voisine de 200 oC, est caractérisé par la présence de laphase S dans les joints de grains, mais surtout par la présence dela 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 laphase Al2CuMg, cuivre et magnésium se trouvent en concentrationsatomiques identiques. Toutefois, dans la plupart des alliagesindustriels fondés sur le système Al-Cu-Mg, le cuivre se trouve enquantités nettement plus grandes que le magnésium. Aussi, au coursdes traitements thermiques, se produit-il une précipitation mixte desformes transitoires de phases Al2 Cu et Al2 CuMg ; les alliagescorroyés 2017 A et 2024 ainsi que l’alliage moulé A-U5GT, bienconnus des utilisateurs en raison de leurs caractéristiques mécani-ques élevées, correspondent à ce type de précipitation.

L’addition de silicium aux alliages Al-Cu-Mg à moins de 1 % demagnésium permet d’augmenter la résistance mécanique aprèsrevenu. Le durcissement est alors obtenu par la présence des phasestransitoires de Al2Cu, Al2CuMg, Mg2Si et également Al-Cu-Mg-Si :c’est le cas de l’alliage 2014.

4.1.3.3 Système Al-Mg-Si. Alliages durcispar la précipitation de Mg2Si

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

Dans le cas de ces alliages, la séquence de précipitation comprendégalement différents stades d’ailleurs encore plus ou moins bienconnus. On admet néanmoins généralement qu’il y a d’abordformation d’amas filiformes d’atomes de magnésium et silicium,puis de zones de Guinier-Preston (phénomène non visible enmicroscopie électronique). Aux zones Guinier-Preston succèdent desparticules cylindriques de précipités, visibles en micrographieoptique sous forme d’aiguilles, et qui semblent donc constituer laphase de transition intermédiaire entre les zones GP et la phased’équilibre Mg2Si qui apparaît sous forme de plaquettes puis debâtonnets.

Alliages industriels : il existe deux types d’alliages industrielsdont le durcissement est basé sur ce système :

— les alliages du type 6060 caractérisés par des teneurs relative-ment faibles en magnésium et en silicium, un excès de magnésiumpar rapport au silicium, qui ont des caractéristiques relativementfaibles mais qui, en raison de leur très bonne fiabilité et de leurstrès beaux états de surface, sont utilisés d’une façon intensive dansle domaine des profilés pour architecture ;

— les alliages du type 6005 A-6081-6082-6181 caractérisés par uneplus grande quantité d’éléments d’addition, magnésium, silicium etéventuellement manganèse, chrome, et également un excès desilicium libre par rapport au composé Mg2Si. Ces alliages, qui ontdes caractéristiques plus élevées que les précédents, ont égalementun large domaine d’utilisation sous forme de produits laminés oufilés.

4.1.3.4 Système Al-Zn-Mg(Cu). Alliages durcispar la précipitation de MgZn2

Les deux systèmes Al-Zn-Mg et Al-Zn-Mg-Cu, auxquelsappartiennent les alliages d’aluminium à résistance mécaniquemoyenne ou élevée parmi les plus connus, ont leurs mécanismesde précipitation généralement traités de la même façon, le systèmequaternaire Al-Zn-Mg-Cu étant considéré, en pratique, comme unsimple dérivé du système ternaire Al-Zn-Mg.

Le processus de précipitation des alliages Al-Zn-Mg peut êtreschématisé comme suit :

— à la température ambiante et au-dessous de 75 oC, il se formedes zones de Guinier-Preston de forme sphérique, difficilementdécelables au microscope électronique mais qui produisent undurcissement déjà important de l’alliage ;

— au-dessus de 75 oC, mais au-dessous de 135 oC, il apparaît unpremier précipité de transition, hexagonal, mais qui est rapidementremplacé par la phase M′-MgZn2 qui confère aux alliages leurdurcissement maximal ;

— au-dessus de 135 oC, c’est-à-dire au cours du traitement desurrevenu, la phase M′ perd sa cohérence et se transforme en phased’équilibre M-MgZn2 également hexagonale. Si la teneur en magné-sium de l’alliage est plus élevée, il peut également apparaître laphase T-Al2Mg3Zn3 .

En ce qui concerne les alliages Al-Zn-Mg-Cu, la séquence dedécomposition de la solution solide couramment acceptée nes’écarte pas de celle des alliages ternaires, la phase M étantaccompagnée de la phase Al-Cu-Mg.

Alliages industriels : les alliages industriels le plus courammentutilisés et faisant partie de ce système sont :

— d’une part, les alliages Al-Zn-Mg du type 7020 à caractéristiquesmécaniques moyennes, qui ont le gros intérêt d’être autotrempantset de présenter des caractéristiques intéressantes après soudage ;

— d’autre part, les alliages Al-Zn-Mg-Cu du type 7075 et 7049 Abien connus en raison de leurs caractéristiques mécaniques élevéesaprès revenu.



4.2 Traitements de mise en solution

4.2.1 Influence de la températurede mise en solution

La mise en solution des alliages d’aluminium a pour caractèreremarquable d’avoir une cinétique à peu près indépendante de latempérature. Bien entendu, les diagrammes d’équilibre (articlesDiagrammes d’équilibre [M 70] [M 76] dans le présent traité et [6][7] [8]) montrent que la solubilité des éléments d’addition usuelsaugmente nettement avec la température.

Dans la pratique, on conçoit que la température à laquelle onchauffe le matériau présente une très grande influence sur lescaractéristiques obtenues. D’après ce qui a été indiqué précédem-ment, on pourrait être tenté, pour accroître la résistance, d’aug-menter la température de mise en solution. Mais il n’y a pasd’intérêt, et même souvent il y a de sérieux inconvénients sur leplan de la recristallisation, à dépasser la température qui permetde dissoudre au maximum les éléments actifs de l’alliage.

Il faut en tout cas éviter d’atteindre la température de brûlure àlaquelle l’alliage commence à fondre localement et plus spéciale-ment aux joints des grains

Cette fusion partielle se traduit par une décohésion fragilisante etl’immersion dans le milieu de trempe peut entraîner la naissancede criques aux joints de grains. Il y a lieu de noter également quesi la résistance mécanique et surtout la plasticité sont sérieusementaffectées par la brûlure, la dureté de l’alliage n’est pas sensiblementmodifiée et ne peut donc servir à caractériser le phénomène. Parailleurs, ces phénomènes sont souvent accompagnés d’une véritableoxydation du métal : les parties de métal rendues liquides percentla couche d’alumine en surface puis brûlent en présence de l’oxygènede l’air [53]. Dans ce cas, un métal brûlé ne peut pas être régénérépar un nouveau traitement ultérieur. La figure 20 donne deuxexemples d’alliages présentant des signes évidents de brûlure lorsde l’examen micrographique.

Le lecteur trouvera également en [66] une étude par analysethermique et micrographique de la brûlure de l’alliage de moulageA-U5GT.

D’une façon générale, la température de mise en solution optimaledépend surtout de la composition chimique de l’alliage, mais il estsouvent nécessaire de traiter un peu au-dessous de cette tempé-rature si la présence de ségrégations est à craindre, car les ségré-gations tendent à abaisser la température de brûlure.

Les tableaux 8 et 9 donnent les températures de mise en solu-tion généralement appliquées sur les principaux alliages d’alumi-nium de corroyage ou de fonderie actuellement commercialisés.

Exemple : dans le cas de l’alliage Al-Cu 4 %, on dissout en 10 minplus de cuivre à 500 oC qu’à 450 oC, mais le temps nécessaire poursaturer 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 méca-niques dans le cas de l’alliage 2014, sous forme de fil de 4 mm de dia-mètre, préalablement recuit (l’alliage a été mûri 7 j à la températureambiante après mise en solution et trempe). On constate que le tempsde saturation de la solution solide est voisin de 1 h à toutes lestempératures comprises entre 375 et 505 oC. Au-delà de 1 h, les carac-téristiques restent constantes et il n’y a donc pas intérêt à prolonger cetemps. Bien entendu, du fait que la quantité d’éléments d’additionentrés en solution croît avec la température, les caractéristiques sontd’autant plus élevées que la température du traitement est plus élevée,cela tout au moins dans l’intervalle de températures considéré.

Exemple : la figure 19 indique à cet égard l’influence de latempérature de mise en solution sur les caractéristiques mécaniquesstatiques des barres en alliage 2014 de 20 mm de diamètre, mises ensolution 2 h à la température indiquée, trempées et revenues 8 h à175 oC. On constate que la résistance mécanique passe par un maxi-mum à 520 oC et s’effondre au-delà de 520 oC, température qui corres-pond à l’apparition des phénomènes de brûlure, à savoir, fusion partielledes eutectiques complexes et des éléments constituants aux joints degrains.

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

Figure 19 – Influence de la température de chauffageavant trempe de l’alliage 2014 sur ses caractéristiques mécaniquesà l’état trempé revenu



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 solutiondevait être suffisante pour mettre en solution solide la plus grandequantité possible d’éléments intermétalliques, mais qu’il n’étaitthéoriquement pas utile de dépasser cette valeur de maintien. Néan-moins, cette durée dépend d’autres facteurs, et en particulier :

a) de la nature de l’alliage :

b) des taux de corroyage et d’écrouissage préalablement subispar l’alliage. Plus ces taux sont importants, plus la structure gros-sière de fonderie aura été brisée et plus rapidement se fera la miseen solution. Aussi, d’une façon générale, les produits de faibleépaisseur ou de faible section nécessiteront-ils des temps de miseen solution plus courts que les tôles épaisses, les gros profilés oules grosses pièces forgées ou matricées.

Cas particulier des produits plaqués : certains alliages à hauterésistance sont utilisés sous forme de tôles plaquées afin d’obtenirune excellente résistance à la corrosion [cas, par exemple, desalliages 2017 A et 2014 plaqués avec de l’aluminium 1050 A ou del’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 avoirinterdiffusion des éléments constituant les deux alliages, et, enparticulier, diffusion du cuivre de l’alliage de base à travers leplacage et, par suite, risque de corrosion. Il y a donc lieu de limiter,éventuellement au détriment des caractéristiques mécaniques, ladurée de mise en solution de ces alliages.

par exemple, dans le cas de tôles de 1 mm d’épaisseur, la durée dela 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.

Exemple : c’est ainsi que, dans le cas de l’alliage 2014, on peutadopter les durées de mise en solution suivantes sur tôles ou produitsfilés :

Épaisseur ou diamètre Durée

(mm) (min)0,3 à 0,7 200,8 à 1,2 301,3 à 2,5 402,6 à 8,5 608,6 à 15 7516 à 25 9026 à 40 10041 à 60 12061 à 80 14081 à 100 160

101 à 140 180

Exemple : la figure 21 donne les courbes d’équiteneur en cuivre, ensurface, d’un alliage 2017 A plaqué avec de l’aluminium 1050 A pourdifférentes durées de mise en solution à 500 oC. Si l’on admet que lateneur en cuivre à la surface ne doit pas dépasser 1 %, ce qui estraisonnable, on constate par exemple que la durée de la mise en solutionne doit pas dépasser 1 h pour une épaisseur de placage de l’ordre de45 µm. En revanche, si l’on désirait maintenir cette teneur en cuivreau-dessous de 0,1 %, il ne faudrait pas dépasser 1/2 h pour une épais-seur de placage de 60 µm.

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

Figure 21 – Évolution de la teneur en cuivre à la surface du placaged’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



Il y a lieu de signaler qu’une diffusion modérée ou même relati-vement importante ne supprime pas la protection électrochimiqueapportée par le placage, mais en diminue seulement l’efficacité.Néanmoins, une diffusion importante, même si elle ne met pas endanger la vie des tôles, peut entraîner une corrosion généraliséedu 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 assezénergiquement pour que la solution reste sursaturée à la tempéra-ture ambiante. En fait, dans les alliages d’aluminium, il faut, pourque les caractéristiques mécaniques soient optimales, que laconcentration de la solution solide soit sensiblement la même qu’àla température de mise en solution, ce qui n’implique pas néces-sairement que le refroidissement soit très rapide. C’est là qu’inter-vient la notion de vitesse critique de trempe qui peut être considéréecomme la vitesse de refroidissement minimale qui permette d’obte-nir à la température ambiante la solution solide sursaturée. En fait,il vaudrait mieux dire l’allure critique de trempe car, en réalité, lesvitesses de refroidissement nécessaires ne sont pas les mêmes danstout l’intervalle de températures qui s’étend entre la température demise en solution et la température ordinaire.

On peut étudier les problèmes de vitesse de trempe de façonsystématique en procédant à des trempes étagées. La figure 22donne un exemple des résultats obtenus dans le cas de fils de 4 mmde diamètre en alliage 2014. L’opération a consisté, dans le cas pré-sent, à traiter l’alliage durant 1 h à 505 oC, puis à le porter rapidementdans un bain de sel dont la température est intermédiaire entre 505et 150 oC ; après un temps de séjour variable dans ce bain, l’alliagea été refroidi rapidement à la température ordinaire. Les caractéris-tiques mécaniques de traction (Rp 0,2 en MPa) ont été mesurées aprèsune maturation de 7 jours à 20 oC [54].

On peut ainsi tracer le diagramme TTP (Temps-Température-Propriétés) donnant les courbes d’égales caractéristiques pour leproduit trempé mûri. Ce diagramme (figure 32) montre que lescaractéristiques obtenues sont considérablement abaissées par unséjour relativement court (quelques minutes) à des températurescomprises entre 400 et 300 oC : il s’agit des zones pour lesquellesles courbes ont leur tangente verticale. On en déduit donc la néces-sité de franchir le plus rapidement possible ce domaine critique de400 à 300 oC, sous peine de voir les caractéristiques mécaniquestrès affectées. Le comportement de l’alliage 2017 A (duralumin) estsensiblement voisin de celui de l’alliage 2014.

Des études parallèles effectuées sur l’alliage 7075 ont montré quel’intervalle critique s’étend à peu près de 400 à 290 oC [55],c’est-à-dire qu’il coïncide sensiblement avec les intervalles critiquesdes alliages 2014 et 2017 A.

4.3.2 Comportement des alliages

D’une façon générale, les vitesses critiques de trempe varientfortement d’un alliage à un autre.

Bien qu’il s’agisse d’une notion très importante, la vitesse critiquede trempe des alliages d’aluminium est encore plus ou moins bienconnue et surtout peu répandue dans la littérature. Les valeurssuivantes peuvent être avancées pour quelques alliages types àdurcissement structural : (0)

Ces valeurs doivent être considérées comme les vitesses mini-males qui permettent de garantir les caractéristiques mécaniquesde traction de l’alliage considéré. Elles peuvent varier plus oumoins profondément si l’on considère d’autres propriétés : voir àcet effet le paragraphe 4.3.6 qui traite en particulier la résistance àla corrosion.

Par ailleurs, la présence d’additions secondaires est susceptibled’avoir une grande importance sur la vitesse critique de trempe desalliages ; par exemple, l’addition de zirconium augmente la vitessecritique de trempe des alliages Al-Cu-Mg-Si, l’addition demanganèse, mais surtout de chrome, augmente celle des alliagesAl-Zn-Mg et Al-Zn-Mg-Cu [65].

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

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

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

Alliage Vitesse critique de trempe

(oC/s)

alliage 7020 0,5alliages 6060-6063 1alliage 7039 1,5alliage 6005 A 3alliage 6082 6alliage 6061 10alliage 2017 18alliage 7075 100

La figure 23 donne également, à titre d’exemple, l’influence de lavitesse moyenne de trempe entre 400 et 290 oC sur la limite d’élasticitéde différents alliages à moyenne ou haute résistance et à l’état trempérevenu [64] : on observe que la détermination de la limite en fonction dela vitesse de trempe peut varier fortement d’un alliage à un autre.



Dans le cas où, après avoir porté à une température uniforme desproduits de forme semblable, on les introduit dans un fluide detrempe capable d’en refroidir instantanément la surface, la théoriede la propagation de la chaleur prévoit que les vitesses derefroidissement à cœur sont inversement proportionnelles au carréde la dimension caractéristique. D’après les résultats expérimentauxde Kink et Willey, les vitesses de refroidissement au cœur des barresrondes sont inversement proportionnelles à la puissance 2,4 dudiamètre de la barre.

La figure 24 donne un exemple de l’influence du diamètre desbarres sur la vitesse moyenne de refroidissement à cœur entre400 et 290 oC au cours d’une trempe à l’eau de l’alliage 7075. Onconstate que le cœur de la barre ne peut être trempé à une vitessesupérieure à 500 oC/s si le diamètre de la barre dépasse 18 mmenviron, et à 150 oC/s si ce diamètre dépasse 35 mm environ.

La forme même des produits intervient également, ainsi que lemontre la figure 25.

Enfin, l’état de surface est un facteur non négligeable qui intervientégalement sur la vitesse de refroidissement du produit lors de satrempe. Les plus faibles vitesses sont observées sur les pièces pré-sentant des surfaces fraîchement usinées ou décapées. La présencede 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 refroi-dissement, ainsi que le montre l’abscisse de la figure 26 donnantles caractéristiques finales à l’état trempé revenu 24 h à 120 oC enfonction des vitesses de refroidissement dans le domaine 400à 290 oC, obtenues en utilisant différents fluides de trempe.

La figure 27 illustre l’influence du milieu de trempe et surtout dela température de l’eau de trempe sur la vitesse moyenne de refroi-dissement à cœur des tôles en alliages d’aluminium et cela enfonction de l’épaisseur de la tôle considérée. D’une façon générale,

toutes les conditions qui augmentent la stabilité des films de vapeurautour de la pièce lors de son immersion diminuent la vitesse derefroidissement. Il en est de même des additions dans l’eau detrempe, additions dont le but est de diminuer sa tension superficielle.

Dans la pratique de la trempe des alliages d’aluminium, la trempeà l’eau est le procédé le plus largement utilisé parce que le plusefficace. Le choix de la température de l’eau est extrêmementimportant. D’une façon générale, la trempe à l’eau froide est la plusfavorable sur le plan de la résistance mécanique et d’autrespropriétés telles que la résistance à la corrosion (§ 4.3.6), mais dansle cas des produits épais ou de forme tourmentée, elle engendre descontraintes internes qui peuvent s’avérer rédhibitoires. En revanche,ces contraintes sont généralement sensiblement diminuées dès quela température de l’eau de trempe dépasse 60 oC. La figure 28

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

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



montre cependant dans le cas de l’alliage 7075 à l’état T73 (alliagede plus en plus utilisé, en aéronautique en particulier) que cettetempérature de 60 oC ne peut pas être beaucoup dépassée sansrisque 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 etégalement pour les produits épais à section constante ou à facesparallèles qui peuvent être détensionnés par traction oucompression (§ 4.3.7b) états symbolisés TX51, TX52 ;

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

4.3.5 Influence du temps de transitionentre mise en solution et trempe

Lorsqu’on trempe des produits de faible épaisseur, il y a lieu detenir compte du temps de transition qui s’écoule entre la sortie dufour de mise en solution et l’immersion dans le fluide de trempe.Pendant ce temps de transition, les produits refroidissent généra-lement à faible vitesse. Si le temps de transition est assez long pourque la température des produits pénètre dans l’intervalle critique,

Figure 25 – Corrélation entre les vitesses moyennesde refroidissement (domaine 400 à 290 oC) de barres rondesou carrées et de tôles épaisses (vitesses mesuréesau cœur de la section) (d’après [69])

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

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

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

température de l’eau (oC) alliages types traitement

50 à 70 2024 T450 à 80 2014 T650 à 100 2618 A T660 à 70 7075 et 7050 T7



une partie au moins de cet intervalle est parcouru à faible vitesse.Les effets du temps de transition sont similaires à ceux déjà indiquésconcernant la diminution de la vitesse de refroidissement (§ 4.3.1et 5.3.4).

Certaines spécifications stipulent que le temps de transition doitêtre inférieur à une durée variant de 5 à 15 s dans le cas de tôlesdont l’épaisseur varie de 0,4 à 2,3 mm.

Des essais effectués par Renouard [17] montrent que, dans le casde l’alliage 2024 sous forme de tôle de 1,5 mm d’épaisseur, onobserve, à l’état trempé mûri, une diminution des caractéristiquesmécaniques lorsque le temps de transition dépasse 10 s : cettediminution est, par exemple, de 32 MPa sur la charge de rupture etde 42 MPa sur la limite d’élasticité 0,2 % lorsque le temps detransition atteint 35 s.

4.3.6 Importance de la vitesse de trempesur les propriétés des alliages

La figure 26 montre bien l’influence de la vitesse de trempe surles caractéristiques mécaniques de traction de l’alliage 7075 : lavitesse critique de trempe de cet alliage est de l’ordre de 400à 500 oC/s, mais ce n’est que pour des vitesses inférieures à 150à 250 oC/s que les caractéristiques mécaniques de traction sontaffectées d’une façon sensible. Si l’on associe la vitesse derefroidissement à la nature des différents milieux de trempe envisa-geables, on constate que les caractéristiques mécaniques sont affec-tées d’autant plus que le milieu de trempe est moins efficace dansson refroidissement. On remarque, par exemple, que la trempe àl’air est nettement défavorable car elle se traduit par une vitesse derefroidissement très fortement inférieure à la vitesse critique.

Dans le cas des produits épais, la lenteur relative du refroidisse-ment à cœur peut entraîner une diminution plus ou moins sensiblede la résistance mécanique dans cette zone : la figure 23 donne unaperçu de la sensibilité de différents alliages à cet égard. Le tableau 5donne, par ailleurs, un exemple précis dans le cas de l’alliage 7075[55]. (0)

La résistance mécanique à la traction n’est pas la seule caracté-ristique influencée par la vitesse de trempe. Dans le cas, enparticulier, des alliages d’aluminium à haute résistance de la familleAl-Cu-Mg (Si) à l’état trempé mûri et Al-Zn-Mg-Cu à l’état trempérevenu, la résistance à la corrosion peut être très sérieusementaffectée par une diminution de la vitesse de trempe. Les étudeseffectuées, en particulier sur les alliages 2024 (T4) et 7075 (T6), ontmontré que ces alliages, s’ils étaient trempés avec une vitesse

suffisamment grande, étaient susceptibles de présenter une bonnerésistance aux corrosions sous tension et exfoliante et n’étaientsujets qu’à une corrosion par piqûres. Inversement, ces alliagesdeviennent sensibles à la corrosion sous tension et exfoliante si lavitesse de trempe est insuffisante, à savoir inférieure à 500 oC/s dansle cas de l’alliage 2024 (T4) et à 150 oC/s dans le cas de l’alliage7075 (T6).

4.3.7 Tensions internes ou contraintes résiduelles consécutives à la trempe

Toute pièce trempée de forme géométrique simple est le siège decontraintes résiduelles constituées d’un système équilibré decompressions en surface et de tensions à cœur. Une pièce de formegéométrique compliquée peut présenter des tensions en surface,dans certains cas défavorables. L’origine principale de cescontraintes réside dans le gradient thermique entre les différentescouches 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

Caractéristiques mécaniques au cœurde 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’eauet revenu

R p 0,2 R Rp 0,2 R

(mm) (MPa) (MPa) (MPa) (MPa)

19,05 609 652 601 65550,80 585 635 608 64670,20 570 625 606 645

101,60 528 600 607 648

Exemple : la figure 29 précise les résultats obtenus à cet égarddans le cas de l’alliage 2024 (T4), à savoir l’influence de la vitesse detrempe dans l’intervalle de températures critiques (400 à 290 oC) sur ladiminution de la charge de rupture après 12 semaines d’essai decorrosion avec ou sans tension, en immersions-émersions alternéesdans une solution à 3,5 % NaCl, ainsi que sur le type de corrosion et laprofondeur maximale des piqûres de corrosion après attaque dans unesolution de NaCl-H2 O2 (essai suivant spécification américaineMIL-H-6088. B).

Figure 29 – Influence de la vitesse moyenne de trempesur les caractéristiques mécaniques et la résistanceà la corrosion de l’alliage 2024



S’il n’est pas défavorable de disposer de zones comprimées à lasurface de pièces travaillant en fatigue, la présence de contraintesélevées comporte néanmoins divers inconvénients :

— instabilité dimensionnelle, en particulier au cours de l’usinageoù l’enlèvement de matière vient rompre l’état d’équilibre interneet entraîne des déformations concomitantes, qui limitent la précisionou 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 dépasserlocalement la résistance à la traction de matériaux relativement peuductiles ;

— risque de corrosion sous tension en service.

Il existe différents moyens qui permettent de diminuer, voired’éliminer les tensions internes :

action sur le milieu de trempe par réduction de l’efficacité deséchanges thermiques lors de la trempe en ralentissant l’allure derefroidissement. Cette action va à l’encontre des impératifs exposésprécédemment (§ 4.3.6), mais il est certain que les niveaux decontraintes résiduelles sont d’autant plus faibles que le milieurefroidissant est moins actif : on peut citer, dans l’ordre croissantd’efficacité des échanges (figure 26), l’air calme, l’air soufflé, l’eaubouillante, l’huile, l’eau chaude, l’eau froide. L’action sur le milieude trempe conduit souvent, par conséquent, à un juste compromisentre deux tendances. À cet égard, il y a lieu de citer, en particulierdans le cas des alliages à haute résistance souvent utilisés sousforme de pièces forgées et matricées de forte section, que le domainede compromis est extrêmement étroit si l’on veut respecter lesimpératifs de résistance mécanique et de résistance à la corrosionsous tension : pour les alliages de type 2014 et 7075, la températurede l’eau de trempe ne doit pas dépasser 60 oC, alors que pour lesalliages 2618 A et 2001 l’eau bouillante peut être utilisée ;

déformation plastique contrôlée : cette méthode estparticulièrement efficace lorsqu’elle intéresse le matériau de façonhomogène dans toute sa masse. L’opération de traction contrôléesur 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 dimensionnelleremarquable : par exemple, les tôles épaisses tractionnées pourl’industrie aéronautique permettent l’usinage de structures intégra-les dans la masse. Dans le cas de pièces matricées de formes plusirrégulières, de bons résultats peuvent également être obtenus eneffectuant une déformation permanente de l’ordre de 2 à 3 % parcompression ;

pré-usinage avant trempe (de préférence sur ébauches recuitesou ayant subi une trempe douce) à des cotes aussi rapprochées quepossible des cotes finales et également d’une façon aussi symétriqueque possible, de sorte qu’il ne reste que peu de matière à éliminerlors de la finition ;

usinage adapté, comportant un balancement, aussi parfait quepossible, des séquences d’ébauchage et des finitions, compenséesavec des intervalles de temps mort permettant les redistributionsdes contraintes et même éventuellement des redressages qui, bienqu’introduisant de nouvelles tensions internes, peuvent s’avérercorrecteurs ;

action de traitements thermiques postérieurs à la trempe : lestraitements de revenu, ou mieux de sur-revenu, sont des moyensefficaces pour diminuer partiellement les tensions internes, cettediminution étant fonction de l’alliage, mais également de la tempé-rature du traitement. Il a été également préconisé le traitement detrempe inverse qui consiste à refroidir à l’azote liquide (– 196 oC) lapièce fraîchement trempée, puis à la réchauffer le plus rapidementpossible par la vapeur surchauffée ou par induction.

Dans le cas des pièces coulées obtenues directement par moulageen sable ou coquille, des traitements dits de stabilisation sontsouvent effectués afin d’éliminer les tensions internes et égalementd’éviter une modification des cotes en cours d’utilisation. Lestraitements 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, lesdifférentes opérations de mise en solution, trempe, maturation etrevenu des alliages d’aluminium de corroyage à durcissementstructural sont bien distinctes, dans le cas du procédé dit trempesur presse les deux opérations de mise en solution et de trempe sonteffectuées directement au cours de la transformation à chaud [60].

À remarquer que le terme trempe sur presse est impropre, caren 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 opéra-tions intervenant lors de la trempe séparée et de la trempe sur presse.

Le procédé de trempe sur presse prend de plus en plus d’impor-tance dans la transformation et le traitement thermique desalliages d’aluminium corroyés. Ses avantages sont en effetindéniables 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 évaluéeà 0,44 kWh par tonne d’aluminium environ ;

— il permet d’éviter un certain nombre de manutentions, avecleur coût propre mais aussi le risque de dégradation du produit ;

— il rend possible la fabrication de profilés de très grandelongueur sans qu’il soit besoin de four de très grandes dimensions ;

— il diminue généralement les déformations à la sortie de l’outilde travail (presse ou laminoir), ce qui limite les opérations dedressage ;

— 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 corticalerecristallisée à gros grains ;

— il permet plus facilement de conserver une texture nonrecristallisée favorable sous l’angle des caractéristiques mécaniquesde traction (en particulier résistance à la traction dans le sens longsupérieur à celle dans le sens travers).

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



Pour que le procédé de trempe sur presse soit appliqué de façonsatisfaisante, il y a lieu de respecter les conditions ci-après(figure 31) :

— les éléments durcissants de l’alliage doivent être en solutionsolide au moment où le produit sort de l’outil de travail ; enconséquence les conditions de corroyage doivent être telles que toutle métal soit porté et maintenu à une température supérieure ausolvus (un traitement préalable d’homogénéisation facilite généra-lement la mise en solution solide) ;

— néanmoins la température du produit ne doit pas dépasser latempérature du solidus (risques de criques, de fissures lors ducorroyage et également d’altération des propriétés) ;

— la vitesse de refroidissement du produit à la sortie de l’outilde travail doit être suffisamment rapide pour éviter toute précipita-tion d’éléments durcissants ; autrement dit, la courbe de refroidis-sement ne doit pas couper la courbe temps-température-propriétés :T TP, d’où l’importance de la connaissance de telles courbes pourassurer de bonnes conditions de trempe sur presse ; la figure 32donne les courbes T TP des alliages d’aluminium corroyés les plustypiques.

Les alliages de la série 6000 sont particulièrement bien adaptéspour la trempe sur presse [58] : en particulier les alliages 6060 et6063 destinés à la menuiserie métallique, 6005 A conçu spéciale-ment pour la fabrication des profilés de structure (leur températurede solvus est de l’ordre de 500 à 520 oC et leur température de soli-dus 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 prêtentégalement bien à la trempe sur presse (grand intervalle solvus-solidus de 320 à 600 oC).

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

4.4 Maturation

Le comportement des alliages lors de la maturation est trèsvariable d’une famille à l’autre. Il peut être également fortementinfluencé par les températures ambiantes auxquelles sont soumisles produits trempés, températures qui peuvent varier entre – 20et + 40 oC.

La figure 33 donne les courbes de maturation à la températureambiante (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 étantcaractérisée par l’évolution des caractéristiques mécaniques detraction en fonction du temps de maintien après trempe à la tem-pérature considérée.

4.4.1 Alliages de la famille Al-Cu-Mg

Dans le cas des alliages du type 2017 A (figure 34), l’évolution descaractéristiques mécaniques en fonction du temps reste relativementfaible durant une période dite d’incubation, d’autant plus longue quela température est plus basse. Durant cette période d’incubation, ilsemble cependant que les caractéristiques mécaniques ne restentpas rigoureusement constantes mais croissent très lentement. Versla fin de la période d’incubation, la maturation s’accélère, sa vitessepasse par un maximum, puis décroît de nouveau et les caractéris-tiques mécaniques tendent asymptotiquement vers des valeurslimites.

La période d’incubation peut être avantageusement mise à profitpour effectuer des mises en formes, c’est-à-dire effectuer ce que l’onappelle plus couramment le travail sur trempe fraîche. Afind’augmenter cette période d’incubation, il est conseillé d’introduireles pièces trempées dans un milieu froid tel qu’un réfrigérateur : c’estla solution retenue par exemple pour la pose des rivets dansl’industrie aéronautique.

Avec les alliages type 2017 A, 2024 et 2014 on peut admettrequ’à 20 oC, les caractéristiques mécaniques deviennent stables aprèsune maturation de quelques jours, de l’ordre de 4 (figure 33).

Contrairement à la vitesse de mise en solution (§ 4.2.1), la vitessede maturation dépend beaucoup de la température. Si on trace lescourbes de maturation en fonction du logarithme de la durée de lamaturation, on constate que ces courbes se déduisent les unes desautres par une translation. Autrement dit, ce que l’on pourrait appelerla vitesse logarithmique de durcissement (c’est-à-dire le durcisse-ment qui correspond à la multiplication de la durée de la maturationpar la base des logarithmes employés) est, à taux de durcissementdonné, indépendant de la température, du moins entre – 10 et + 50 oC(figure 34) [17].

4.4.2 Alliages de la famille Al-Si-Mg

La maturation des alliages Al-Si-Mg est plus complexe. Lafigure 35 donne un exemple dans le cas de tô les enalliage 6082 mises en solution à 540 oC et trempées à l’eau. Lescourbes de maturation ne se déduisent plus les unes des autres parune loi aussi simple que dans le cas de l’alliage 2017 A, ce que l’onpeut appeler la vitesse logarithmique de durcissement augmentantavec la température.

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

Figure 32 – Courbes TTP de différents 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 Aen fonction de la maturation, pour diverses températuresde maturation (d’après [17])

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



Ces alliages mûrissent beaucoup plus lentement que les alliagesdu type 2017 A. Pratiquement, on peut admettre qu’il faut unematuration 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 estencore plus lente. La figure 36 représente un exemple de la matura-tion de l’alliage 7020 après mise en solution et trempe à l’air. Indus-triellement, on estime qu’un palier satisfaisant est atteint après deuxà trois mois de maturation. De même que pour les alliagesprécédents, la maturation est accélérée lorsque la température dumilieu ambiant augmente.

4.5 Traitements de revenuou de maturation artificielle

4.5.1 Phénomènes généraux

L’élévation de la température de maturation accélère la matura-tion de l’alliage mais en modifie également l’allure.

Les courbes de revenu, à savoir les courbes donnant l’évolutiondes caractéristiques mécaniques en fonction de la durée et de latempérature de revenu, ont toutes sensiblement la même allure. Lafigure 37 donne, à titre d’exemple, ces courbes dans le cas de deuxalliages : 2014 et 6061 (l’alliage 6061 étant un alliage du type Al-Mg-Siavec Mg = 1 %, Si = 0,6 %, Cu = 0,25 %, Cr = 0,25 %).

On peut observer que, pour des revenus à des températuressuffisamment élevées, la résistance mécanique des alliages trempéset revenus passe par un maximum pour une durée de revenud’autant plus courte que la température est plus élevée. Pour chaquetempérature de revenu, il existe donc un temps de revenu optimalqu’il faut atteindre et ne pas dépasser sous peine de voir la résistancemécanique diminuer. De plus, les revenus à températures plusélevées, durant des temps plus courts, conduisent à des caractéris-tiques mécaniques plus faibles que des revenus prolongés à destempératures plus basses. Les allongements à la rupture, par contre,diminuent lorsque la durée du revenu augmente et cela d’autant plusrapidement que la température est plus élevée : ce n’est que pourdes durées relativement longues, fonction de la température, quel’on peut observer dans certains cas une augmentation des allonge-ments, mais elle correspond alors à un adoucissement important del’alliage. D’une façon générale, si l’on veut obtenir une résistancemécanique élevée et conserver néanmoins des allongements subs-tantiels, il faut plutôt choisir un revenu à température pas trop élevéeet de durée prolongée.

Les tableaux 13 et 14 donnent les conditions de revenu qui sontle plus généralement appliquées sur les principaux alliagesd’aluminium industriels.

La figure 38 donne les courbes de revenu concernantl’alliage 2024 sous forme de tôle et complète la figure 37 concernantles alliages 2014 et 6061.

4.5.2 Influence du temps d’attenteentre trempe et revenu

Pour certains alliages, les courbes de revenu ne sont pas iden-tiques si l’on part d’un état fraîchement trempé ou d’un état trempéet déjà plus ou moins mûri. Dans le second cas, qui est le plusindustriel, la maturation est en réalité conduite en deux étapes dontla complexité est d’autant plus grande que la température entretrempe et revenu ne reste généralement pas constante.

Or, les alliages d’aluminium réagissent de façon très différente àl’influence de la maturation naturelle entre trempe et revenu [68].

4.5.2.1 Alliages peu sensibles au temps d’attenteentre trempe et revenu

Ce sont les alliages du type 2014 ainsi que les alliages Al-Zn-Mg-Cudu type 7075 et 7049 A.

4.5.2.2 Alliages influencés favorablement par l’attenteentre trempe et revenu

Plusieurs alliages sont dans ce cas :

Ce phénomène favorable peut s’expliquer par le fait que, lors dela maturation à la température ambiante, il se forme des germesdont les plus gros se transforment, lors du revenu, en particules deprécipités durcissants, les plus petits étant redissous. Plus cettematuration est longue, plus le nombre de germes donnant nais-sance à des précipités est grand et plus le durcissement lors durevenu 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 etrevenu peut présenter un effet franchement défavorable : il s’agit desalliages type 6181 et également 6060 relativement chargés en Mg2Si(à teneur en Mg2Si supérieure à 1,2-1,5 %).

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

Exemple :

— les alliages Al-Zn-Mg du type 7020. La figure 39 donne, dans lecas de ces alliages sous forme de tôles de 2 mm d’épaisseur, l’influencedu temps d’attente entre une mise en solution de 1 h à 460 oC suiviede trempe à l’air et revenu (deux revenus ayant été expérimentés). Onconstate que les caractéristiques sont d’autant plus élevées que letemps d’attente entre trempe et revenu a été plus long, c’est ce quiexplique que, pratiquement, on recommande toujours un tempsd’attente minimal de 5 à 7 j ;

— l’alliage 7079 pour lequel on recommande également une attentede 5 j à la température ambiante après trempe avant d’effectuer lerevenu ;

— les alliages Al-Mg-Si faiblement chargés en Mg2Si (une teneuren Mg2Si inférieure à 0,8-1 % est nécessaire) : la figure 40 donne unexemple, dans le cas d’un alliage du type 6060 sous forme de barrefilée de 8 mm de diamètre, de l’influence favorable de l’attente entretrempe et revenu sur les caractéristiques mécaniques.



On peut cependant penser que le revenu expérimenté de 10 hà 160 oC ne correspond pas, pour chaque cas considéré, aux carac-téristiques optimales et que, pour chaque attente entre trempe etrevenu, il existe, en revanche, une condition de revenu bien déter-minée et conduisant à ces caractéristiques optimales.

La figure 42 donne la réponse à cette question : elle indique eneffet dans le cas d’un alliage 6181, d’une part les durées optimalesde revenu en fonction de la température de revenu, d’autre part lescaractéristiques mécaniques correspondantes en fonction de latempérature de revenu avec ou sans attente de 7 j à 15 oC entretrempe et revenu. On observe tout d’abord que les durées optimalesde revenu sont nettement plus faibles lorsque le revenu est effectuéaussitôt après trempe, et cela d’autant plus que la température derevenu est plus basse. Par ailleurs, les caractéristiques mécaniquescorrespondant à ces conditions de revenu optimales restent décaléesde 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 toutela courbe de revenu et, en particulier, la région du maximum.

Figure 37 – Courbes de revenu des alliages 2014 et 6061

Exemple : la figure 41 montre comment évoluent la limited’élasticité et la charge de rupture des alliages 6060 et 6082 sous formede barres filées de 10 mm de diamètre, en fonction de l’attente entretrempe à 560 oC et revenu 10 h à 160 oC, lorsque l’alliage est maintenuentre ces deux opérations à la température ambiante voisine de 20 oC.Une diminution de 50 à 90 MPa peut ainsi être observée lorsquel’attente atteint 1 à 2 j. Les courbes donnent également l’évolution descaractéristiques à l’état trempé mûri et permettent de voir, en particulier,qu’il y a une liaison très nette entre le commencement de la maturationnaturelle et l’abaissement des caractéristiques mécaniques aprèsrevenu.



Figure 38 – Courbes de revenu de l’alliage 2024

Figure 39 – Influence du temps d’attente à la température ambianteentre trempe et revenu sur les caractéristiques mécaniquesde l’alliage 7020

Figure 40 – Influence du temps d’attente après trempesur les caractéristiques mécaniques de traction de l’alliage 6060 (Mg 0,5 % - Si 0,28 % - Mg2 Si 0,78 %) aux états mûriet trempé revenu



Étant donné que le niveau de maturation atteint par l’alliagelorsqu’on lui fait subir le revenu est primordial, on peut penser quenon seulement la durée de l’attente a son importance, mais aussila température du milieu dans lequel s’effectue cette attente. C’esteffectivement ce que l’on observe : dans le cas de l’alliage 6181 parexemple, ce sont les séjours de plusieurs heures à quelques joursà des températures hivernales (entre 0 et – 20 oC) qui affectent leplus les caractéristiques mécaniques finales des produits.

En résumé, dans le cas des alliages A-SG type 6081, 6082 et 6181qui sont les plus sensibles au phénomène, l’attente entre trempe etrevenu a deux conséquences importantes :

— d’une part, le maximum de la courbe de revenu est déplacévers des durées plus longues et souvent non industrielles, du moinsaux températures de revenu les plus favorables ;

— d’autre part, le maximum de la courbe de revenu est lui-mêmeplus ou moins fortement abaissé.

Industriellement, il est bien évident que le revenu ne peut pas êtretoujours effectué immédiatement après trempe. Différents remèdesefficaces ont pu être trouvés, en particulier dans le cas des alliagesA-SG, à savoir :

— soit effectuer un pré-revenu de courte durée : 2 à 8 min vers 180à 200 oC immédiatement après trempe. Cette solution est tout à faitconcevable industriellement en utilisant un four à passage disposéaprès le bac de trempe dans la chaîne de fabrication. Ce pré-revenutrès court laisse à l’utilisateur un délai de l’ordre de 1 semaine, aucours duquel le temps d’attente entre trempe et revenu n’intervientpratiquement pas sur les caractéristiques mécaniques finales duproduit [71] ;

— soit, si l’on ne peut effectuer le pré-revenu immédiatementaprès trempe, réaliser le revenu final en deux temps : le premiertemps consistant en un séjour de quelques minutes à une tempé-rature de l’ordre de 250 oC et le second temps étant constitué parle revenu normal de précipitation [72] [73]. Sommairement, on peut

supposer que, durant le maintien de durée réduite à 250 oC, lesgermes formés au cours de la maturation à la température ambiantesont dissous, et que tout se passe comme si la précipitation avaitlieu à partir d’une solution solide sursaturée à l’état de trempefraîche ;

— soit encore, et toujours si l’on ne peut effectuer le pré-revenuimmédiatement après trempe, réaliser ce pré-revenu en deux temps,le premier consistant comme dans le cas précédent en un chauffagede quelques minutes à une température de l’ordre de 250 oC, et lesecond temps étant constitué par le pré-revenu proprement dit de2 à 8 min vers 180 à 200 oC.

Les deux dernières solutions sont d’une pratique industrielle plusdélicate que la première. Le tableau 6 donne, à cet égard, les résultatsobtenus en utilisant ces différentes gammes de traitements sur tôlesen alliages 6061 et 6082 : on constate que les solutions repérées (b),(c ), (d ) et (e) donnent des résultats relativement voisins et que, parconséquent, les solutions (c ), (d ) et (e) permettent de se dispenserd’effectuer le revenu final immédiatement après trempe, mais celaau prix d’un cycle thermique plus complexe. (0)

L’alliage 2618 A peut être également influencé défavorablementpar l’attente entre trempe et revenu, mais d’une façon beaucoupmoins marquée que dans le cas des alliages 6181 : lorsque l’attenteest de l’ordre de 24 h, les caractéristiques peuvent se trouverdiminuées de 10 MPa (limite d’élasticité) à 20 MPa (charge derupture). Un pré-revenu de 2 min à 190 oC effectué aussitôt aprèstrempe permet de supprimer cette anomalie. Si on ne peut réaliserce pré-revenu, il y a lieu d’effectuer le revenu soit dans les 4 h suivantla trempe, soit plus de 10 j après.

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

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



4.5.2.4 Influence de certaines additions

Certaines additions sont susceptibles d’annihiler plus ou moinscomplètement 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]. Aucontraire, la suppression du silicium dans l’alliage 2618 A rend cetalliage très sensible au temps d’attente entre trempe et revenu.

4.5.3 Influence de la durée de montéeà la température de revenu

Dans les revenus industriels, où l’échauffement est généralementlent, la période de montée en température peut agir dans unecertaine mesure comme une maturation naturelle accélérée : unéchauffement lent lors du revenu sera donc, a priori, favorable dansle cas des alliages pour lesquels l’attente entre trempe et revenu aun effet bénéfique (§ 4.5.2.2) et, en revanche, défavorable dans lecas des alliages dont les caractéristiques se trouvent diminuées parl’attente entre trempe et revenu (§ 4.5.2.3). C’est bien ce queconfirme l’expérience.

4.5.4 Influence de l’écrouissageentre trempe et revenu

L’écrouissage entre trempe et revenu présente deux effetsdistincts :

— d’une part, il produit un durcissement par écrouissage, que lerevenu ultérieur ne permet normalement pas d’éliminer totalement ;

— d’autre part, il modifie la cinétique et la distribution de laprécipitation lors du revenu : la cinétique de décomposition de lasolution solide est plus rapide (car la germination des précipités surles dislocations est facilitée), mais également la précipitation est plusgrossière et moins finement répartie.

Ces deux effets de l’écrouissage entre trempe et revenu ont desactions inverses sur les caractéristiques mécaniques de l’alliage : lepremier tend à augmenter la résistance mécanique, le second aucontraire tend à la diminuer, de sorte que, pratiquement, l’une oul’autre tendance peut être observée suivant le facteur qui se trouveêtre prépondérant.

Pour certains alliages, tels que 2024 et 2219 par exemple, l’écrouis-sage entre trempe et revenu a un effet extrêmement favorable pouraugmenter les charges de rupture et surtout les limites d’élasticité.

Pour d’autres alliages, au contraire, l’écrouissage entre trempe etrevenu présente une action défavorable sur les caractéristiquesmécaniques. C’est en général le cas des alliages de la famille Al-Zn-Mg-Cu et également de l’alliage 2001.

Tableau 6 – Influence des traitements de pré-revenusur les caractéristiques mécaniques des alliages 6061 et 6082

Repère Traitement thermique

Alliages 6061 Alliage 6082

Rp 0,2 R A Rp 0,2 R A

(MPa) (MPa) (%) (MPa) (MPa) (%)

(a) Sans pré-revenu Revenu 8 h à 175 oC 3 j après trempe. 280 327 16,3 275 316 16,8

(b) Sans pré-revenu Revenu 8 h à 175 oC aussitôt après trempe. 315 357 15,9 291 332 15,1

(c ) Avec pré-revenuen 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-revenuen 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

La figure 43 montre, à titre d’exemple, l’influence favorable d’unemontée lente à la température de revenu sur les caractéristiques méca-niques d’un alliage 7020 sous forme de tôles de 2 mm d’épaisseur, miseen solution 1 h à 460 oC, trempé à l’air calme et revenu 24 h à 120 oC.

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

Exemple : la figure 44 illustre cet effet dans le cas de l’alliage 2024en donnant l’influence d’un écrouissage entre trempe et revenu sur lacinétique de revenu et les caractéristiques mécaniques de traction à latempérature ambiante après revenu [69 ] . Dans le cas del’alliage 2618 A, l’écrouissage présente encore un effet favorable, enparticulier sur la limite d’élasticité, mais à un degré moindre que dansle cas des deux alliages 2024 et 2219.



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

(0)

L’écrouissage entre trempe et revenu est susceptible d’agir nonseulement sur les caractéristiques mécaniques des alliages maiségalement 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 lescouples ténacité/limite d’élasticité qui peuvent être réalisés sur lesdifférents états trempé-revenu. Cette figure montre également qu’àégalité de limite d’élasticité, un état sous-revenu présente uneténacité supérieure à celle d’un état sur-revenu.

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])

Tableau 7 – Influence de l’écrouissage entre trempeet revenu sur les caractéristiques mécaniques de traction

à la température ambiante des alliages 2618 A et 2001

Alliage

Écrouissage entretrempe et revenu

Rp 0,2 R A

(%) (MPa) (MPa) (%)

2618 A 0 400 460 10,02 425 455 9,5

2001 0 430 490 11,02 405 480 13,0

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



Pour d’autres alliages au contraire, l’écrouissage entre trempe etrevenu présente une action défavorable sur les caractéristiquesmécaniques : c’est en général le cas des alliages Al-Zn-Mg-Cu de lasérie 7000 et également de certains alliages Al-Cu de la série 2000tels que l’alliage 2001 :

— la figure 46 montre l’effet d’un écrouissage par laminage surla dureté de l’alliage 7075 : on constate que le durcissement obtenupar écrouissage (durcissement d’autant plus important que l’écrouis-sage est plus élevé) disparaît au fur et à mesure que la durée durevenu à 165 oC augmente ;

— la figure 47 illustre l’influence d’un écrouissage entre trempeet revenu sur la limite d’élasticité et la ténacité de l’alliage 7050 ;on observe l’effet défavorable d’un tel écrouissage : pour un mêmeniveau de résistance mécanique, la ténacité est d’autant plus faibleque le taux d’écrouissage est plus élevé.

Dans le cas où la résistance à chaud est en cause (résistance aufluage par exemple), l’effet bénéfique dû au durcissement parécrouissage tendra à disparaître plus ou moins rapidement suivantla température et la durée de l’essai, si bien que l’on aura tendanceà observer systématiquement une influence plus ou moins néfastede l’écrouissage entre trempe et revenu sur la tenue à chaud del’alliage : c’est effectivement ce que l’on peut observer dans le casdes alliages 2618 A [75] et 2001.

4.5.5 Revenus spéciaux (doubles revenusou 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 connuspour présenter, à l’état T6 (trempé revenu), des niveaux de carac-téristiques mécaniques particulièrement élevés. Toutefois, ces carac-téristiques mécaniques élevées sont obtenues au détriment de larésistance à la corrosion sous tension qui peut s’avérer relativementfaible, en particulier dans le sens travers court des produits épais(tôles laminées, pièces forgées).

Des études relativement récentes ont permis de montrer qu’il étaitpossible d’améliorer très fortement ces alliages à cet égard enprocédant à un revenu à deux paliers, le second palier étant effectuéà une température nettement supérieure à celle du premier palier.

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

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

Exemple : la figure 48 donne, dans le cas d’un alliage 7075 laminésous forme de tôles de 1 mm d’épaisseur, l’évolution des limited’élasticité et charge de rupture, de la structure et de la susceptibilité àla corrosion, en fonction de la durée d’un second revenu à 190 oC surun alliage préalablement mis en solution à 470 oC, trempé à l’eau froideet ayant subi un premier revenu de 8 h à 135 oC [76]. On observe qu’ilest possible d’obtenir une faible susceptibilité à la corrosion de l’alliageen effectuant un second revenu de durée suffisante : dans le casprésent, plus de 4 h à 190 oC sont nécessaires. Cette amélioration dela résistance à la corrosion est toutefois obtenue au détriment des carac-téristiques mécaniques.

Figure 48 – Influence de la durée d’un second revenu à 190 oCsur les caractéristiques mécaniques de traction, la structureet la susceptibilité à la corrosion de l’alliage 7075 préalablementmis 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)



Actuellement les traitements de double revenu ou revenu étagésymbolisés T7 se sont généralisés sur tous les alliages à hauterésistance du type Al-Zn-Mg-Cu à plus de 1,25 % de cuivre et celaaussi bien sur les alliages traditionnels 7075 et 7049 A que sur lesnouveaux alliages 7010, 7050, 7175, 7475, qui sont à la base de laconstruction aéronautique moderne.

Différents types de traitements T7 ont été définis afin d’obtenirdifférents compromis sur les caractéristiques mécaniques, larésistance à la corrosion et la ténacité. Le traitement T73 permet parrapport au traitement classique T6 une amélioration considérablede la résistance à la corrosion : l’alliage traité T73 peut être considérécomme complètement désensibilisé vis-à-vis de la résistance à lacorrosion sous tension et cela même dans le sens travers court desproduits épais, qui est le plus sensible à cet égard ; de plus larésistance à la corrosion exfoliante reçoit une amélioration extrê-mement importante.

Par ailleurs, le traitement T73 entraîne une amélioration sensiblede la ténacité. Tous ces avantages du traitement T73 sont cependantobtenus au détriment de la résistance mécanique (baisse de 10à 15 % de la charge de rupture et de la limite d’élasticité). Aussi destraitements intermédiaires entre T6 et T73 ont-ils été définis : letraitement T76 par exemple permet d’obtenir, au prix d’une dimi-nution de 6 à 8 % seulement des caractéristiques mécaniques detraction, une bonne résistance à la corrosion exfoliante, une résis-tance à la corrosion sous tension (sens travers court) diminuée parrapport à l’état T73 mais améliorée d’une façon très significative parrapport à l’état T6. Un traitement T736 sensiblement intermédiaireentre 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 corro-sion sous tension (contrainte de non-rupture σCST ) et ténacité[facteur critique d’intensité des contraintes KIC (article Essais derupture [M 126] dans ce traité)] obtenues avec chacun des traite-ments T6, T76 et T73 dans les trois principales directions (long,travers long et travers court) de tôles laminées d’épaisseur de l’ordrede 50 mm.

Les traitements T7 (tout au moins le second palier du revenu)doivent être réalisés à une température très précise car ils sonteffectués dans une zone où les caractéristiques sont très influencéespar une faible variation de température (ce qui est moins le cas avecle traitement T6). La figure 50 illustre cette nécessité d’une précisionde température plus grande avec les traitements T7 qu’avec letraitement T6. Par exemple, une variation de température de 11 oClors d’un revenu T6 de 24 h à 120 oC affecte la résistance del’alliage 7075 de 28 MPa, alors que la même variation de températurelors d’un revenu type T73 de 24 h à 165 oC peut affecter la résistancede 150 MPa.

La figure 51 illustre également, dans le cas du nouvel alliage 7050,actuellement très utilisé en aéronautique, la rapidité de l’évolutiondes caractéristiques mécaniques et électriques en fonction de latempérature et de la durée du second palier du revenu type T7. Uncontrôle extrêmement précis des conditions de revenu doit être exigépour l’obtention de produits répondant aux spécifications.

Les conditions (température et durée) préconisées pour lestraitements T7 sont données dans le paragraphe 5.3.6.

4.6 Traitements spéciaux

En dehors des traitements classiques que l’on fait subir habituel-lement aux alliages d’aluminium à durcissement structural et quiconsistent à faire suivre une mise en solution par une trempe et unematuration ou revenu, il existe d’autres cycles thermiques per-mettant d’obtenir des ensembles de caractéristiques intéressantes.C’est le cas, par exemple, des traitements de trempe échelonnée etde réversion.

Figure 49 – Influence des traitements type T7Xsur les propriétés mécaniques de l’alliage 7075

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

Figure 51 – Influence de la durée et de la températuredu second palier de revenu sur la limite d’élasticitéet la conductivité électrique de l’alliage 7050sous forme de tôle d’épaisseur 100 mm



4.6.1 Traitements de trempe échelonnée

La trempe échelonnée consiste à chauffer l’alliage à une tempé-rature de mise en solution des éléments d’addition, puis à le porterrapidement à une température inférieure à laquelle il est maintenupendant un certain temps, et enfin à achever la trempe à la tempé-rature ambiante [78] [79].

Suivant l’alliage et les conditions dans lesquelles le traitement esteffectué (température et durée du palier de maintien intermédiaire),on peut obtenir deux résultats différents.

L’aptitude à la déformation après trempe peut se trouvernettement améliorée par rapport à ce que l’on obtient par trempedirecte à la température ambiante, du fait que les limites d’élasticité,charges de rupture et duretés sont nettement inférieures, alors queles allongements restent très voisins et également que la maturationest plus lente.

Du point de vue pratique, ce traitement qui est applicable à denombreux alliages d’aluminium peut donc présenter un certainintérêt pour les opérations de mise en forme délicates. Les conditionsoptimales 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 échelonnéepeuvent, dans le cas de certains alliages (A-SG par exemple), êtresupérieures à celles observées par trempe directe à la températureambiante de revenu.

Les traitements de trempe échelonnée ont néanmoins l’inconvé-nient de diminuer la résistance à la corrosion.

4.6.2 Traitements de réversion

Si l’on porte pendant quelques minutes à 200 oC un alliageAl-Cu 4 %, préalablement trempé et mûri, on observe une évolutionde cet alliage qui le ramène à une dureté très voisine de celle dela trempe fraîche. L’alliage, abandonné à lui-même, mûrit ensuite,mais beaucoup plus lentement qu’après la trempe. L’intérêtindustriel de ce phénomène appelé réversion est donc d’augmenterla durée pendant laquelle l’alliage est malléable et peut, parconséquent, être travaillé avant l’augmentation spontanée de sescaractéristiques mécaniques [80] [81] [82] [83].

Les températures de réversion se situent vers 180 à 200 oC pourl’alliage binaire Al-Cu 4 %, 260 à 280 oC pour l’alliage 2017 A, 260à 300 oC pour l’alliage 2024. Pour tous ces alliages, on obtient, aprèstraitement de réversion et maturation suffisamment longue, descaractéristiques pratiquement équivalentes à celles réalisées surtrempe fraîche.

Avec les alliages Al-Zn-Mg-Cu du type 7049 A par exemple, lestempératures de réversion sont comprises entre 180 et 200 oC.L’abaissement des caractéristiques est moins important qu’avec lesalliages précédents : il n’est que de 60 % de l’abaissement que l’onpeut obtenir par trempe.

Les traitements de réversion ont néanmoins l’inconvénient deconférer aux produits une résistance à la corrosion plus faible queles traitements de trempe normaux.

4.7 Variations dimensionnellesdurant le traitement thermique

En plus des variations dimensionnelles réversibles, qui sontfonction des variations de température et du coefficient de dilatationde l’alliage considéré, des dilatations ou des contractionspermanentes peuvent être rencontrées lors du traitement thermique.Ces variations sont de nature métallurgique et apparaissent lors dela création ou de la relaxation des contraintes, de la recristallisation,de la mise en solution et de la précipitation des éléments d’additionde l’alliage. Elles dépendent par ailleurs de la nature et de la teneurdes éléments constituant l’alliage.

Exemple : traitement de trempe échelonnée dans le cas del’alliage 6181 sous forme de tôles de 2 mm d’épaisseur :

— après mise en solution à 530 oC et trempe normale à 20 oC, onobtient :

• 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 minà 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 :

Rp 0,2 = 100 MPa, R = 210 MPa, A = 26 %

• 15 j après trempe :

Rp 0,2 = 140 MPa, R = 250 MPa, A = 26 %

Exemple : dans le cas d’un alliage 2017 A sous forme de tôlede 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 deréversion 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 %

La figure 52 [69] donne un exemple des variations dimensionnellesobservées sur tôles en différents alliages d’aluminium, soit lors de lamaturation à la température ambiante après trempe, soit lors durevenu. Dans le premier cas (figure 52a ), la variation dimensionnelleau cours du séjour à la température ambiante est relativement faible,mais cependant d’amplitude suffisante pour que des états dimension-nellement stables soient préférés dans le cas d’instruments ou d’appa-reillages exigeant une très grande stabilité dimensionnelle. Dans lesecond cas (figure 52b ), la variation dimensionnelle résulte des phéno-mènes de précipitation : elle se traduit par une dilatation dans le casdes alliages de la famille Al-Cu, dilatation qui est la plus importanteavec les alliages à forte teneur en cuivre, mais qui est réduite progres-sivement en présence de magnésium. L’alliage 6181 subit, par contre,de très faibles variations dimensionnelles lors du revenu. Quant àl’alliage 7075, il est l’objet de contractions.



5. Exécution des traitementsthermiques des alliagesd’aluminium

5.1 Matériels et équipement

5.1.1 Fours

Nota : le lecteur se reportera utilement à l’article [M 1 380] Fours de traitementsthermiques.

Deux types de fours sont essentiellement utilisés pour le traite-ment de l’aluminium et de ses alliages.

5.1.1.1 Fours à atmosphère

Ces fours se différencient, indépendamment de leur forme et deleurs dimensions, par l’énergie utilisée pour le réchauffage, par lemoyen de chauffage des produits et enfin par leur possibilité ounon de traitement en continu.

En ce qui concerne les types d’énergie utilisés, on peut faire unepremière grande subdivision entre les trois catégories ci-après :

— le chauffage électrique par résistance, qui est souvent préférépar suite de sa facilité d’emploi, de la plus grande simplicité deconstruction de four et de l’équipement nécessaire au contrôle destempératures ;

— le chauffage électrique par induction, qui est essentiellementutilisé pour effectuer, en un temps extrêmement court, le réchauffagedes billettes avant leur filage ;

— le chauffage par combustion d’un gaz ou du fioul : il est àsignaler que ce mode de chauffage a fait des progrès importantsces dernières années, notamment dans le domaine de la précisionde la température et de la constance du régime des brûleurs.

Le choix d’un type de chauffage est évidemment fonction deconsidérations techniques, mais également économiques (coût duproduit de combustion, facilité de disposer d’une source d’énergieplutôt que d’une autre,...).

En ce qui concerne le moyen de réchauffage des produits :

— dans le cas des fours à chauffage électrique, le moyen deréchauffage de la charge est l’air atmosphérique, que l’on doit fairecirculer rapidement au moyen de ventilateurs appropriés afind’obtenir une répartition uniforme de la température et d’éviter lespoints chauds et froids ;

— dans le cas des fours à chauffage par combustion, on peutfaire appel à deux solutions :

• le four est fondé sur le principe des échangeurs de chaleur etle moyen de réchauffage des produits est constitué par l’inter-médiaire de tubes radiants par exemple, comme dans le cas pré-cédent des fours électriques par la circulation forcée de l’airatmosphérique,

• les gaz de combustion sont envoyés directement sur la chargeà traiter. Des précautions doivent alors être prises afin d’éviter desdommages aux produits : en particulier, l’oxygène et surtout lavapeur d’eau contenus dans les gaz de combustion doivent êtreéliminés, car ces deux substances sont susceptibles de réagirfortement avec les produits (§ 4.3). Ce dernier type de four, d’emploidésormais limité, doit être exclu pour le traitement de demi-produitsdélicats (destinés à l’oxydation anodique par exemple) ; il peut êtreutilisé avec des précautions pour des températures relativement peuélevées (cas des traitements de recuit et de revenu).

En ce qui concerne les fours proprement dits [10] [18], il en existedeux types essentiels : dans le premier, la charge est fixe dans lefour, dans le second, elle se déplace à l’intérieur du four qui est alorsde grande longueur et constitué de plusieurs zones de chauffage [96].Le traitement thermique des tôles coupées à longueur peuts’exécuter dans les deux types de four ; celui des bobines dérouléesnécessite 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 sontsuspendues verticalement à l’aplomb du bac de trempe ;

— pour le revenu.

Le second type de four est le four continu dans lequel les produitsse déplacent à travers une suite de zones de chauffage à une vitessefixée à l’avance. Ce four, à convection forcée, est utilisé pour les trai-tements de recuit, de restauration et également de mise en solutionet de trempe. C’est ce type de four qui est utilisé pour le traitementen continu des bobines déroulées. Les fours modernes de ce typeutilisent la technique du coussin d’air [96] : la bande à traiter esttransportée à travers le four sur des coussins d’air, l’air de cescoussins étant à la température ambiante dans la zone de refroidis-sement alors qu’il est préalablement chauffé dans la zone dechauffage et de maintien.

5.1.1.2 Fours à bain de sels

Dans ces fours, les échanges thermiques sont réalisés par l’inter-médiaire d’un mélange de sels fondus, relativement conducteur. Lesmélanges utilisés sont à base de nitrite et de nitrate de sodium et/oude potassium, généralement binaires ou ternaires et à point de fusioncompris entre 145 et 315 oC. On peut ajouter du chromate de potas-sium qui a un rôle passivant. Ces mélanges, contenus dans une cuveen fer Armco, sont chauffés soit extérieurement, soit intérieurement,

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



par des éléments chauffants immergés contenant généralement desrésistances électriques. On doit toujours chercher à créer descourants de convection afin d’homogénéiser la température.

Avantages :

— obtention de la température de régime de la charge en un tempstrès court : par exemple, alors que 1 h est nécessaire pour porterà 495 oC une pièce de 50 mm de diamètre à l’aide d’air à 500 oCcirculant à 10 m/s, moins de 10 min suffisent avec un mélange desels 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 ouélimination des phénomènes de diffusion) ou encore des produitssensibles au grossissement du grain ;

— plus grande capacité de production.

Inconvénients :

— coût d’exploitation supérieur à celui des fours à circulation d’airpar suite des pertes de sels à chaque extraction de la charge, de lanécessité de laver la charge immédiatement après son extraction,du contrôle périodique de la composition des bains, de la nécessitéde 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’introductionaccidentelle de magnésium, d’alliages d’aluminium à haute teneuren magnésium (> 5 %), de cyanures, de corps comburants (bois,huiles, suies), de pièces mouillées ; risque également de décomposi-tion spontanée à 600 oC ce qui, par prudence, entraîne lanon-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 Pyromètresà 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 enchromel-alumel (plus stables), nus de préférence dans les fours àair pour en réduire l’inertie, sous canne étanche dans les fours à bainde sels.

5.1.3 Cuves et bacs de trempe. Manutention

Leur volume doit être suffisant pour qu’il n’y ait pas d’élévationnotable 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 aubac de trempe étant très important (§ 4.3.5), il y a lieu d’utiliser desmoyens de manutention appropriés, voire mécanisés, afin derespecter 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 Génieénergétique et aux références [17] [98].

L’air atmosphérique utilisé comme moyen de chauffage ne devraitpas présenter de danger car son action devrait se limiter à uneoxydation superficielle de la charge par l’oxygène. Toutefois, il peutarriver que dans les chambres des fours se créent des atmosphèresparticulières, polluées par des agents étrangers, qui peuvent alors

causer des dommages notables aux matériaux. Les substances quipeuvent polluer l’atmosphère d’un four de traitement thermique del’aluminium ou de ses alliages sont sans doute très nombreuses,mais les plus dangereuses et les plus fréquentes sont l’humidité etles 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 suitede la vapeur qui peut monter lors de la trempe (cas des fours detrempe verticaux) ou encore du brouillard qui peut être chassé dansle four (par exemple, pulvérisateurs mal orientés dans le cas detrempe aux jets). Quant aux substances sulfureuses, elles peuventprovenir soit des produits de combustion, soit de la décompositionde résidus d’huiles de lubrification restant sur les pièces à la suitedes différentes phases de la transformation.

L’action de ces substances nocives se manifeste sur lesdemi-produits, dans les cas les plus graves, par la formation decloques superficielles parfois accompagnées de taches d’aspect plusou moins blanchâtre (il ne faut toutefois pas confondre ce défautavec des soufflures dues à un métal gazeux ou à des défauts decollage du placage). Les défauts sont susceptibles d’altérerprofondément la structure et les caractéristiques mécaniques desproduits traités, spécialement en ce qui concerne leur comportementaux 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 del’humidité dans un four de mise en solution, il est possible de réduireconsidérablement les risques en plaçant dans le four une charge defluoborate de sodium (100 g/m3 d’air au début du traitement, puisdiminution jusqu’à 5 g/m3 en marche continue). Certainsrecommandent également l’introduction de fluorures du typeNH4 HF2 et NH4BF4 [98].

Lors des traitements de recuit en particulier, il est bien entendunécessaire d’éviter les taches d’oxydation, mais il peut être inté-ressant d’éviter également la seule oxydation superficielle produitesur les pièces par une atmosphère d’air pur (oxydation qui peutcomporter des inconvénients pour les opérations ultérieures). Dansde tels cas, il est nécessaire de disposer d’une atmosphère inerte,c’est-à-dire privée d’oxygène. En négligeant les traitements sousvide, d’emploi très particulier et encore très limité, l’utilisation d’uneatmosphère contrôlée, non oxydante, légèrement réductrice, peutconstituer une solution rationnelle et économique : une telle atmos-phère peut être obtenue par combustion d’un mélange appropriéd’air avec du propane ou du gaz naturel, elle est alors constituéepar les gaz de combustion déshumidifiés par passage dans des toursde refroidissement ; ces gaz sont composés essentiellement d’azoteet de gaz carbonique : par exemple, la combustion partielle depropane 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 titreindicatif :

N2 = 78 %, CO2 = 10 %, CO = 6 %, H2 = 6 %

De tels fours sont de plus en plus utilisés pour le recuit des bandesminces destinées par exemple à l’anodisation brillante ou à lafabrication des condensateurs.

5.3 Recommandations pratiquespour l’exécution des traitementsthermiques des alliages d’aluminium

La précision de la température est un facteur important dans lecas du traitement thermique des alliages d’aluminium. Toutefoisl’importance de ce facteur peut être modulée en fonction du traite-ment thermique envisagé et du produit ou de l’alliage considéré.



Traitements d’homogénéisation : ces traitements sont générale-ment effectués dans des fours de grande capacité capables de traiterdes charges importantes, charges qui sont constituées par desproduits bruts de fonderie (plaques, billettes). Les températuresd’homogénéisation varient, suivant les alliages, dans le domaine 450à 630 oC (§ 2.3). Une précision de ± 5 oC est souhaitable lorsque l’onveut bien maîtriser certaines propriétés finales des produits (§ 2.2).Toutefois dans de nombreux cas simples, une précision de ± 10 oCpeut s’avérer suffisante.

Traitements de recuit et de restauration : une précision de ± 10 oCest la plupart du temps suffisante pour les traitements de recuit.Mais une précision de ± 5 oC est souvent nécessaire pour les traite-ments de restauration, en particulier pour ceux effectués dans lazone de grande sensibilité des caractéristiques à la température detraitement (figures 8, 9, 10 et 53).

Si la température a été trop faible, le produit garde une struc-ture d’écrouissage trop prononcée se traduisant par une plasticitéinsuffisante.

Si la température a été trop élevée, le produit est trop restauré,voire partiellement ou totalement recristallisé et par suite ses carac-téristiques mécaniques (résistance et limite d’élasticité) sontinsuffisantes.

Traitements de mise en solution : une précision de ± 5 oC sur leproduit est absolument nécessaire, sauf rares exceptions (tableau 8).

Si la température a été trop faible, la mise en solution estincomplète et le produit risque de présenter des caractéristiquesinsuffisantes ou non conformes aux spécifications. De plus, pourcertains alliages (Al-Zn-Mg-Cu en particulier) d’autres propriétéstelles que la ténacité peuvent être altérées.

Si la température a été trop élevée, l’alliage risque d’avoir étébrûlé. Le phénomène de brûlure, décrit dans le paragraphe 4.2.1, serévèle redhibitoire pour les caractéristiques mécaniques statiquesmais surtout dynamiques.

Une telle précision est compatible avec les fours modernesmême de grande dimension. Une précision de ± 3 oC et mêmemoins est actuellement obtenue sur les fours destinés à traiter lesalliages d’aluminium à hautes performances pour applicationsaéronautiques ou autres.

Traitements de revenu : une précision de ± 5 oC est généralementsuffisante. Toutefois, dans le cas des traitements de sur-revenu dutype T7 des alliages Al-Zn-Mg-Cu de la série 7000, une précisionde ± 3 oC est absolument nécessaire pour la bonne exécution dudeuxième 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’uneprécision de ± 1,5 oC et sont donc normalement bien adaptés pourrépondre aux impératifs décrits ci-avant.

5.3.1 Recommandations pour le montageet la constitution des charges dans le fourde traitement thermique

Il est essentiel de signaler que la disposition des pièces dans lefour de traitement thermique est un paramètre important pour laqualité des produits, cela en particulier dans le cas de la mise ensolution et de la trempe et, à un degré moindre toutefois, dans lecas du recuit et surtout du revenu. Aussi les principes suivantssont-ils recommandés.

Aérer les charges, éviter les effets de masques, d’écrans, ens’assurant que le passage de l’air chauffant soit toujours possibledurant 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 (oules sels fondus) et non par conduction métallique directe. Proscriretout contact avec les parois du four sous peine de surchauffe locale(interposer au besoin des briques réfractaires ou des feuillesd’amiante).

Éviter de placer les pièces dans les zones froides reconnues lorsde l’étalonnage du four (près des portes en particulier).

Tenir compte des risques de déformation des pièces à chaud soitsous l’effet de leur propre poids, soit sous l’effet d’autres pièces (dansle cas d’empilages par exemple) car, aux températures de traitement,la résistance à chaud ainsi que la résistance au fluage du métaldevient très faible. Donner la préférence aux positions supportées(pièces suspendues ou posées à plat sur leurs surfaces les plusgrandes).

Réfléchir à l’incidence de la forme des pièces sur les risquesd’hétérogénéité du traitement : par exemple les extrémités ainsi queles voiles minces, les nervures peuvent être à l’origine de perturba-tions par échauffement (ou refroidissement à la trempe) beaucoupplus rapide que le reste de la pièce. Pour remédier à ces phénomèneson peut recourir à des isolations locales (revêtements par poteyagepar exemple). De telles précautions peuvent réduire les déformationset 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 àpermettre l’échappement de l’air intérieur ; prendre les mesuresnécessaires pour éviter qu’elles flottent (par exemple en lesimmergeant dans des casiers en métal déployé) ;

À titre d’exemple, il faut citer le nouveau four d’Issoire capable detraiter avec une telle précision des tôles de 22 m de longueur etde 3,4 m de largeur, cela ayant été obtenu grâce aux progrès réalisésdans la structure des fours, l’étanchéité, la ventilation forcée, la régula-tion et aussi grâce à l’introduction de l’informatique qui, par micro-ordi-nateurs, microprocesseurs, gère pratiquement toutes les fonctions.

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



— pour les petites pièces en vrac, les poser par couches sur desintercalaires (en métal déployé par exemple) et les tremper pardéversement en chute libre ou sur un plan incliné disposé dans lebac de trempe.

5.3.2 Recommandations pour la conduitedes 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 contraireporter le four à la température de traitement prescrite avantchangement ; cela permet une meilleure régularité due à l’équilibrethermique interne du four, un chauffage plus rapide, un temps demise à température des pièces prévisible et reproductible.

Éviter de préchauffer le four à une température supérieure dutraitement en voulant anticiper sur le refroidissement consécutif àl’enfournement de la charge.

Lorsque le métal a atteint la température du traitement, éviter lesoscillations de température de grande amplitude (travailler alorsavec la puissance réduite du four et surtout disposer d’unepyrométrie adéquate).

Arrêter la ventilation avant l’ouverture des portes et la sortie despièces à tremper, en particulier afin d’éviter l’aspiration d’air fraisqui refroidirait les pièces restant dans le four.

5.3.2.2 Cas des fours à bain de sels

Afin d’assurer des conditions satisfaisantes, viser un poids decharge admissible compris entre le 1/10 et le 1/20 de la masse desels contenus dans la cuve.

Proscrire également l’introduction des pièces dans un bain de selsporté à une température supérieure à celle du traitement (risques detapures au moment de l’immersion ou de brûlures locales).

Laver les pièces après traitement pour éviter la corrosion par lesrésidus de nitrite en présence d’humidité :

— laver à l’eau chaude de préférence s’il n’y a pas lieu de craindrepour l’alliage considéré un effet de maturation artificielleprématurée ;

— sinon laver à l’eau froide courante pour exclure la rétentionde traces de sels.

Ne pas traiter en bain de sels les produits anodisés car la couched’alumine serait difficile à débarrasser des sels imprégnés.

Vider périodiquement la cuve en transvasant le sel fondu à unetempérature aussi basse que possible, pour inspection et éliminationdes dépôts et des boues.

5.3.3 Recommandations pour les traitementsde mise en solution

Températures : elles sont données dans le tableau 8 pour lesalliages d’aluminium de corroyage et dans le tableau 9 pour lesalliages d’aluminium de fonderie.

Durée : le tableau 10 fournit des indications générales concernantla durée de mise en solution des alliages d’aluminium de corroyage.En fait les durées peuvent varier en fonction de la nature de l’alliageet aussi de la microstructure du produit avant traitement thermique.

(0)

Tableau 8 – Température de mise en solutionet conditions de trempe des alliages d’aluminium

de corroyage

Alliage État

Mise en solution

Milieu de trempeTempé-rature

Précision ±

(oC) (oC)

2001201120142017 A2024203020362117221822192618 A

FiléFiléTous produitsTous produitsTous produitsFiléLaminéTous produitsMatricéTous produitsTous produits

535525502500495500500505510535530

25555555555

eau froide

(1) (1) (1)

eauair ou eau (2)eau 100 oC

(3)

4032 Matricé 510 5

6005 A6060606160636066607060816082610161816262

Tous produitsTous produitsTous produitsTous produitsTous produitsFiléTous produitsTous produitsFil machineTous produitsFilé

535535530530530530540540550540540

510

510

5555555

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

7001701070207049 A7050705170757079717571787475

Tous produitsTous produitsTous produitsTous produitsTous produitsTous produitsTous produitsTous produitsTous produitsTous produitsTous produits

465475450465475450465455465465465

55

1055

1055555

air ou eau (2) (4) (1)

air ou eau (2) (4) (1)

(1) Dans le cas des grosses pièces de forge en particulier, on peut être amenépour diminuer les déformations à tremper les pièces à des températuressupérieures à celles indiquées mais qui cependant ne doivent pas dépas-ser 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 casdes grosses pièces de forge.

(4) Ces alliages peuvent être trempés sur presse (§ 4.3.8).

eau 40 oCeau 40 oCeau 40 oCeau 40 oCeau 40 oC

eau 40 oCeau 60 oC

eau 80 oC

eau 40 oCeau 80 oC

eau 40 oCeau 40 oC

eau 40 oCeau 40 oCeau 40 oCeau 40 oCeau 40 oC

Par exemple dans le cas d’une tôle d’épaisseur 1 mm la mise ensolution 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.

Tableau 9 – Température de mise en solutionet conditions de trempe des alliages d’aluminium

de fonderie

Alliage

Mise en solution

Milieu de trempeTempérature Précision ±

(oC) (oC)

A-U4NTA-U5GTA-U5NKA-U5NZr

515525530545

5555

eau chaude (70 à 80 oC)eau froideeau bouillanteeau bouillante

A-S2GTA-S4GA-S7GA-S7G0,3A-S7G0,6A-S9KGA-S10GA-S18UNG

540510540540540540540505

55555555

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

50 oC50 oC50 oC50 oC50 oC50 oC50 oC



(0)

Le tableau 11 donne les durées de mise en solution générale-ment admises pour les alliages d’aluminium de fonderie.

Cas des alliages plaqués : le lecteur se reportera au paragraphe4.2.2. (0)

5.3.4 Recommandations pour la trempe

Trempe : les milieux de trempe recommandés sont donnés dansles tableaux 8 et 9. La trempe à l’eau chaude ou même bouillantepeut être envisagée pour réduire les contraintes résiduelles et lesrisques de tapures des produits de forte section. Il faut alors dans cecas se préoccuper des risques d’altération des caractéristiquesfinales et en particulier de la résistance à la corrosion intercristallineet de la résistance à la corrosion sous tension dans le sens traverscourt (cas en particulier des alliages Al-Cu de la série 2000 et desalliages Al-Zn-Mg-Cu de la série 7000).

De plus, dans le cas de la trempe à l’eau chaude et surtout àl’eau bouillante, il y a lieu de ne pas prolonger le séjour des piècesdans 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.

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

Il peut être admis que le temps de transfert soit dépassé si latempérature mesurée en tous points de la charge est supérieureà 415 oC au moment de l’immersion dans le fluide de trempe carc’est généralement le domaine 400 à 250 oC qui est le plus critiqueet 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, 35et 36.

D’une façon générale on peut admettre que :

— Pour les alliages de corroyage : la maturation est terminéeaprès 5 jours avec les alliages de la série 2000 (à l’exception del’alliage 2117 pour lequel 1 mois est nécessaire) et après 15 joursavec les alliages de la série 6000.

Tableau 10 – Durée de mise en solution des alliages d’aluminium de corroyage

Épaisseur (1)Durée

Four à air (2) Four à bain de sels (3)minimale maximale (4) minimale maximale (4)

(mm) (min) (min) (min) (min)

inférieure à 0,40,4 à 0,50,5 à 0,80,8 à 1,351,35 à 2,32,3 à 3,23,2 à 4,64,6 à 6,46,4 à 12,7pour chaque 12,7 supplémentaire

202025303540505565

+ 30

253035404555606575

+ 30

101015202530353545

+ 20

152025303545454555

+ 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.

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

Alliage Durée moyenne (h)

A-U4NTA-U5NKA-U5NZrA-U5GT

620

54

A-S2GTA-S4GA-S7GA-S7G0,3A-S7G0,6A-S9KGA-S10GA-S18UNG

4488

10665

Tableau 12 – Temps de transfertentre four de mise en solution et trempe

(d’après la spécification MIL-H-6088) Épaisseur Délai maximal

(mm) (s)

inférieure à 0,40,4 à 0,80,8 à 2,3supérieure à 2,3

57

1015



En revanche avec les alliages de la série 7000 la maturation esttrès lente et n’est en fait jamais terminée ; on admet néanmoinsqu’un niveau satisfaisant de maturation est atteint après 2 à 3 moisde séjour à la température ambiante (c’est pourquoi l’état trempéde ces alliages est symbolisé W et non T4 comme pour les alliagesdes 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 latempérature ambiante.

Il est important de signaler qu’aussitôt après trempe (état dit detrempe fraîche) l’alliage présente sa plasticité maximale et que parconséquent cet état peut être mis à profit pour effectuer des misesen forme. Les courbes de maturation des figures 33, 34, 35 et 36sont intéressantes à connaître à cet égard, elles montrent en parti-culier que l’état de trempe fraîche peut être prolongé en plaçant lespièces après trempe dans une enceinte à 0 oC et même moins (lesenceintes réfrigérées sont utilisées en particulier pour la pose desrivets en alliage 2117, 2017 A, 2024,...).

Écrouissage sur état mûri : un écrouissage peut être effectué aprèstrempe pour obtenir des caractéristiques différentes (augmentationde la résistance en particulier). Cet écrouissage, généralement trèsfaible (inférieur à 10 % mais souvent de l’ordre de 1 à 4 %), peut êtreeffectué par laminage, étirage, traction ou combinaison de cesopérations. L’état des alliages ayant subi un tel écrouissage estsymbolisé T3.

5.3.6 Recommandations pour le traitement de revenu

Alliages d’aluminium de corroyage

Le tableau 13 donne les conditions de revenu des alliagesd’aluminium de corroyage (température et durée) ainsi que lasymbolisation des états avant et après revenu.

Nota : le lecteur pourra utilement consulter les paragraphes 4.5.2 et 4.5.3 concernantl’influence du temps d’attente entre trempe et revenu et l’influence de la durée de montéeà la température de revenu.

Il est important de rappeler par ailleurs que les états du type T7des alliages de la série 7000 correspondent à des optimisations ouà des compromis très pointus des caractéristiques (résistance méca-nique, ténacité, résistance à la corrosion). Ces états ont été définisrelativement récemment et du fait qu’ils s’appliquent à des alliagestrès performants utilisés le plus souvent dans des industries depointe (aéronautique, espace, armement, sports), des recherchesimportantes continuent d’être conduites à leur égard dans la plupartdes grands laboratoires mondiaux compétents en métallurgie del’aluminium et ils sont donc susceptibles d’évoluer et d’être modifiésdans l’avenir. Aussi, dans le cas où l’utilisateur en a la possibilité,lui est-il conseillé de consulter le producteur du produit afin deconnaître le traitement le plus approprié compte tenu de l’utilisationenvisagée. (0)

Alliages d’aluminium de fonderie

Le tableau 14 donne les conditions de revenu des alliagesd’aluminium de fonderie. Il est également indiqué sur ce tableau lesconditions des traitements dits de stabilisation qui prennent unegrande importance dans le cas des pièces obtenues par moulage.

Les traitements de stabilisation sont des chauffages de détension-nement destinés à améliorer la stabilité dimensionnelle des alliagesde fonderie non trempés. Ils correspondent aux états normauxd’utilisation des alliages A-S10UG, A-S12UN, A-S22UNK (états Y25et Y35) généralement destinés à des pièces travaillant à chaud,pistons en particulier. Les traitements conseillés sont donnés dansle tableau 14. Ils permettent d’éviter les phénomènes d’expansionou de contraction liés aux modifications structurales de l’alliage.

De tels traitements peuvent également être effectués sur lesalliages de fonderie non traités thermiquement (états Y20 et Y30)toutes les fois qu’une amélioration de la stabilité dimensionnelle estsouhaitable. L’effet de détensionnement débute vers 160 oC et n’està peu près total qu’au-dessus de 350 oC.

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 enproduisant généralement un adoucissement. (0)

L’alliage A-S13, très stable normalement, peut être rendu encoreplus stable pour des pièces très complexes par un traitement de 8 hà 240 oC ou de 2 h à 350 oC.

Les alliages A-G3T, A-G4Z, A-G6 qui sont moins stables peuventêtre efficacement stabilisés par un traitement de 2 h à 350 oCn’altérant pas leurs caractéristiques.

Les alliages A-U8SZ, A-U8S, A-U10S4 peuvent être stabilisés 8 hà 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 estconseillé.

5.3.7 Recommandations pour les traitementsd’adoucissement par restauration ou recuit

Recuits de précipitation : ces recuits ne sont effectués que sur lesalliages à durcissement structural (§ 4.1.3). Une vitesse de refroidis-sement de 25 à 30 oC/h est exigée entre la température de recuitet 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 nécessaired’obtenir une aptitude à la mise en forme optimale, le refroidisse-ment 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 heuresà 230 oC peut être réalisé. Le tableau 16 illustre l’intérêt de tels refroi-dissements 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 typede recuit et les précautions à prendre pour éviter les phénomènesde 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 fonctionde la température et de la durée du traitement, des deux alliages 1100et 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 traite-ment thermique :

Contrôles non destructifs

Le ressuage est souvent utilisé pour déceler les défauts de surfacepeu ou pas apparents débouchant en surface et ayant pour originele traitement thermique (criques et tapures de trempe par exemple).

Les ultrasons, la radiographie, les courants de Foucault peuventêtre 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 pours’assurer que les traitements de recuit ou de mise en solution n’ontpas entraîné de grossissement de grain rédhibitoire.



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

Alliage État initial (1) Type de produit Revenu (2) État final (1)

2011 T3 Filé 14 h à 160 oC T82014 T4 Laminé-filé 18 h à 160 oC T6

10 h à 170 oC T62024 T3 Laminé-filé 8 à 12 h à 190 oC T8

T4 Tous produits 9 à 16 h à 190 oC T62218 T4 Matricé 10 h à 170 oC T62219 T31 Laminé 18 h à 175 oC T81

T37 Laminé 24 h à 165 oC T87T3 Filé 18 h à 190 oC T8T4 Matricé 26 h à 190 oC T6

2618 A T4 Tous produits 20 h à 200 oC T6T451 Tous produits 19 h à 190 oC T651

4032 T4 Matricé 10 h à 170 oC T6

6005 A T1-T4 Tous produits 8 h à 175 oC T5-T66060 T1-T4 Tous produits 6 h à 185 oC ou 8 h à 175 oC T5-T66061 T4 Laminé 18 h à 160 oC T6

T4 Filé-forgé 8 h à 175 oC T66063 T1-T4 Tous produits 8 h à 175 oC T5-T66066 T4 Tous produits 8 h à 175 oC T66070 T4 Filé 18 h à 160 oC T66081

T1-T4 Tous produits16 h à 165 oC T5-T6

6082 ou 10 h à 170 oC T5-T66181 ou 8 h à 175 oC T5-T66262 T4 Filé 8 à 12 h à 170 oC T6

7001 W Tous produits 24 h à 120 oC T67010 W Tous produits 8 h à 135 oC T6

W Tous produits 8 à 12 h à 100-120 oC + 6 à 15 h à 172 oC T76-T7651W-W51 Tous produits 8 à 12 h à 100-120 oC + 8 à 18 h à 172 oC T736-T73651W-W51 Tous produits 8 à 12 h à 100-120 oC + 10 à 24 h à 172 oC T73-T7351

7020 W-W51 Tous produits 5 jours à 20 oC + 4 h à 100 oC + 24 h à 140 oCou 5 jours à 20 oC + 4 h à 100 oC + 8 h à 160 oC

T6

7049 A W Tous produits 12 h à 135 oC T6W Filé 24 h à 120 oC + 12 à 14 h à 163 oC T76W Filé 24 h à 120 oC + 12 à 14 h à 170 oC T73W Matricé 48 h à 20 oC + 24 h à 120 oC + 10 à 16 h à 170 oC T73

7050 W Fil-Rivet 4 h à 120 oC + 8 h à 180 oC T73W51 Filé 3 à 6 h à 120 oC + 15 à 18 h à 163 oC T7651W51 Laminé 3 à 6 h à 120 oC + 12 à 15 h à 163 oC T7651W51 Laminé 3 à 6 h à 120 oC + 24 à 30 h à 163 oC T73651W Matricé 3 à 6 h à 120 oC + 6 à 12 h à 177 oC T736W52 Matricé 3 à 6 h à 120 oC + 6 à 8 h à 177 oC T73652

7075 W Tous produits 24 h à 120 oC ou 12 h à 135 oC T6W51 Filé 3 à 5 h à 120 oC + 18 à 21 h à 160 oC T7651W51 Filé 6 à 8 h à 107 oC + 6 à 8 h à 177 oC T7351W-W51 Laminé 3 à 5 h à 120 oC + 15 à 18 h à 163 oC T76-T7651W-W51 Laminé 6 à 8 h à 107 oC + 24 à 30 h à 163 oC T73-T7351W Matricé 6 à 8 h à 107 oC + 6 à 8 h à 177 oC T736W Matricé 6 à 8 h à 107 oC + 8 à 10 h à 177 oC T73W51-W52 Matricé 6 à 8 h à 107 oC + 6 à 8 h à 177 oC T7351-T7352

7079 W Tous produits 5 jours à 20 oC + 48 à 50 h à 115 oCou 6 à 10 h à 95 oC + 23 à 28 h à 120 oC

T6

7175 W Tous produits 24 h à 120 oC ou 12 h à 135 oC T67475 W Tous produits 24 h à 120 oC ou 12 h à 135 oC T6

W51 Laminé 6 à 8 h à 107 oC + 24 à 30 h à 163 oC T7351W Matricé 6 à 8 h à 107 oC + 8 à 10 h à 177 oC T73W52 Matricé 6 à 8 h à 107 oC + 6 à 8 h à 177 oC T7352

7178 W Tous produits 24 h à 120 oC T6W-W51 Laminé 3 à 5 h à 120 oC + 15 à 18 h à 163 oC T76-T7651W51 Filé 3 à 5 h à 120 oC + 18 à 21 h à 163 oC 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.



La dureté est un moyen commode, rapide et économique pourcontrôler la bonne exécution d’un traitement thermique car cettecaractéristique est liée – de façon peu précise il est vrai – à la résis-tance mécanique (limite d’élasticité en particulier). Bien que,contrairement au cas des aciers, il n’y ait pas de corrélation préciseentre la dureté et la charge de rupture, la mesure de dureté peutpermettre par exemple :

— de s’assurer de la bonne homogénéité du durcissement ou del’adoucissement créé par le traitement thermique (soit sur une mêmepièce, soit sur les différentes pièces d’un même lot, soit encore surdifférents lots) ;

— de s’assurer que les valeurs obtenues sont normales comptetenu de l’état désiré pour l’alliage ; le tableau 17 donne à cet égardles valeurs typiques à respecter pour un certain nombre d’alliagesd’aluminium.

La conductivité électrique est, de même que la dureté, un moyencommode, rapide et économique. Elle permet de s’assurer que l’étatvisé a bien effectivement été obtenu. Ce moyen de contrôle est trèsutilisé et même normalisé pour s’assurer de la bonne exécution destraitements du type T7 (T76, T736, T73) des alliages série 7000. Le

tableau 17 donne également les valeurs typiques de conductivitéélectrique qui doivent être obtenues sur un certain nombre d’alliagesd’aluminium.

Contrôles destructifs

Ces contrôles nombreux ne sont cités que pour mémoire.

La résistance mécanique en traction est beaucoup plus préciseque la dureté pour s’assurer de la bonne qualité du produit et doncde la bonne exécution du traitement thermique.

La résistance à la corrosion intercristalline ainsi que la résistanceà la corrosion sous tension sont très souvent déterminées dans lecas des alliages à haute résistance des séries 2000 et 7000. Cescaractéristiques 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)

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

Alliage Traitement de revenu Traitement de stabilisation État final

A-U5GT 12 h à 180 oC Y23-Y33A-U5NK 16 h à 215 oC Y29-Y39A-U5NZr 16 h à 215 oC Y29-Y39A-S2GT 6 h à 160 oC Y23-Y33A-S4G 5 h à 150 oC Y23-Y33A-S5U3 .................................................................. 2 à 6 h à 240 oC Y25-Y35A-S7G 6 h à 160 oC Y23-Y33A-S7G0,3 6 h à 160 oC Y23-Y33A-S7G0,6 6 h à 160 oC Y23

6 h à 170 oC Y33A-S9KG 16 h à 165 oC Y23-Y33A-S10G 10 h à 160 oC Y23-Y33A-S10UG .................................................................. 8 h à 210 oC Y25-Y35A-S12UN .................................................................. 8 h à 210 oC Y35A-S2OU .................................................................. 8 h à 200 oC Y35

A-S18UNG 8 h à 210 oC.............................................................

8 h à 210 oCY33

Y35A-S22UNK .................................................................. 4 h à 320 oC Y35A-Z5G (1) .................................................................. 10 h à 180 oC 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).

À remarquer que le tableau donne les valeurs maximales dans le casdes états recuits (états O) et les valeurs minimales dans le cas desétats T3, T4, T5, T6, T7, T8, mais, dans tous les cas, ces valeursminimales ou maximales ne doivent pas être considérées comme desvaleurs garanties mais des valeurs types.



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

Alliage

Recuit de précipitation(après traitement thermique)

Recuit de recristallisation(sur métal écroui)

Recuit de restauration(sur métal écroui)

Température DuréeRefroidissement

Température DuréeRefroidissement

Température Durée (4)(oC) (h) (oC) (h) (oC) (h)

1050 ........................ ........... ............................ 330 à 400 0,5 à 2 air 240 à 280 1 à 41070 A-1080 A ........................ ........... ............................ 320 à 380 0,5 à 2 air 230 à 270 1 à 41100 ........................ ........... ............................ 330 à 400 0,5 à 2 air 240 à 280 1 à 41199 ........................ ........... ............................ 300 à 350 0,5 à 2 air 200 à 260 1 à 41200 ........................ ........... ............................ 330 à 400 0,5 à 2 air 240 à 280 1 à 4

2011 400 à 430 1 à 3 lent (1) 350 à 400 0,5 à 2 lent (1)2014-2017 A 400 à 430 1 à 3 lent (1) 350 à 400 0,5 à 2 lent (1) 270 à 300 2 à 82024 400 à 430 1 à 3 lent (1) 350 à 400 0,5 à 2 lent (1) 270 à 300 2 à 82030 400 à 430 1 à 3 lent (1) 350 à 400 0,5 à 2 lent (1)2117 400 à 430 1 à 3 lent (1) 350 à 400 0,5 à 2 lent (1) 240 à 300 2 à 82218 400 à 430 1 à 3 lent (1) 350 à 400 0,5 à 2 lent (1) 270 à 300 2 à 82618 A 400 à 430 1 à 3 lent (1) 350 à 400 0,5 à 2 lent (1) 270 à 300 2 à 8

3003 ........................ ........... ............................ 400 à 430 (3) 0,5 à 2 air 260 à 300 1 à 43004-3005 ........................ ........... ............................ 330 à 380 0,5 à 2 air 250 à 300 1 à 4

5005 ........................ ........... ............................ 340 à 380 0,5 à 2 air 240 à 280 1 à 45050-5052 ........................ ........... ............................ 330 à 380 0,5 à 2 air 240 à 280 1 à 45056 A-5083-5086 ........................ ........... ............................ 330 à 380 0,5 à 2 air 240 à 280 1 à 45150 ........................ ........... ............................ 330 à 380 0,5 à 2 air 240 à 280 1 à 45251-5454-5754 ........................ ........... ............................ 330 à 380 0,5 à 2 air 240 à 280 1 à 4

6005 A 400 à 430 1 à 3 lent (1) 330 à 380 0,5 à 2 lent (1) 250 à 280 1 à 46060 380 à 420 1 à 3 lent (1) 330 à 380 0,5 à 2 lent (1) 240 à 280 1 à 46061 400 à 430 1 à 3 lent (1) 330 à 380 0,5 à 2 lent (1) 250 à 280 1 à 46063 380 à 420 1 à 3 lent (1) 330 à 380 0,5 à 2 lent (1) 240 à 280 1 à 46066-6070 400 à 430 1 à 3 lent (1) 330 à 380 0,5 à 2 lent (1) – –6081-6082-6181 400 à 430 1 à 3 lent (1) 330 à 380 0,5 à 2 lent (1) 250 à 280 1 à 46262 400 à 430 1 à 3 lent (1) 330 à 380 0,5 à 2 lent (1) – –

7001 360 à 430 1 à 3 lent (1) 320 à 380 0,5 à 2 lent (1) 270 à 300 2 à 87010 360 à 430 1 à 3 lent (1) 320 à 380 0,5 à 2 lent (1) 270 à 300 2 à 87020 250 à 280 4 à 6 lent (2) 340 à 420 0,5 à 3 lent (2) 250 à 280 1 à 47049 A 360 à 430 1 à 3 lent (1) 320 à 380 0,5 à 2 lent (1) 270 à 300 2 à 87050 360 à 430 1 à 3 lent (1) 320 à 380 0,5 à 2 lent (1) 270 à 300 2 à 87051 360 à 430 4 à 6 lent (2) 340 à 400 0,5 à 2 lent (2) 250 à 280 1 à 47075 360 à 430 1 à 3 lent (1) 320 à 380 0,5 à 2 lent (1) 270 à 300 2 à 87079 360 à 430 1 à 3 lent (1) 320 à 380 0,5 à 2 lent (1) 270 à 300 2 à 87175-7178-7475 360 à 430 1 à 3 lent (1) 320 à 380 0,5 à 2 lent (1) 270 à 300 2 à 8

(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 7075sous forme de tôles d’épaisseur 0,5 à 2,6 mm

Recuit

Allongements répartis en traction(en % sur 50 mm)sur épaisseur de

Angle de pliage à la rupture(en degrés)

sur épaisseur de

Allongement de rupture en pliage(en % sur 50 mm)sur épaisseur de

0,5 mm 1,6 mm 2,6 mm 1,6 mm 2,6 mm 1,6 mm 2,6 mm

Traitement I (1)Traitement II (2)Traitement III (3)

121416

121416

1214–

8291

92,5

737684

485856

505760

(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.



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

Alliage État (2)Dureté

Conductivité électrique(% IACS)

Brinell (3) Rockwell B Rockwell E Rockwell H Rockwell 15 T (4)

1100 0 ......................... ......................... ......................... ................................... 57,0 à 62,0

2014

0 ......................... 70 ................................... 43,5 à 51,5T3 100 95 ......................... 31,5 à 35,0T4 100 95 ......................... 31,5 à 34,5T6 125 102 ......................... 35,5 à 41,5

2024

0 ......................... 70 ................................... 46,0 à 51,0T3 110 94 ......................... 28,5 à 32,5T4 100 94 ......................... 28,5 à 34T6 118 98 ......................... 36,5 à 40,5T8 120 99 ......................... 35,0 à 42,5

2219 (5)

0 ......................... 70 ................................... 44,0 à 49,0T3 98 92 ......................... 26,0 à 31,0

T37 99 93 ......................... 27,0 à 31,0T4 96 90 ......................... 28,0 à 32,0T6 99 93 ......................... 32,0 à 35,0T8 116 98 ......................... 31,0 à 35,0

T87 124 100 ......................... 31,0 à 35,0

3003 0 ......................... ......................... ......................... ................................... 44,5 à 50,5

5052 0 ......................... ......................... 70 ................................... 34,0 à 37,0

60610 40 ......................... ......................... ................................... 42,0 à 49,0

T4 50 ......................... 70 ......................... 35,5 à 43,0T6 80 85 ......................... 40,0 à 47,0

6063

0 ......................... ......................... ......................... ................................... 57,0 à 65,0T1 ......................... ......................... 37 ......................... 48,0 à 58,0T4 ......................... ......................... 40 ......................... 48,0 à 58,0T5 ......................... ......................... 44 ......................... 50,0 à 60,0T6 60 ......................... 70 ......................... 50,0 à 60,0

60660 ......................... ......................... 40 ......................... ................................... 42,0 à 47,0

T4 ......................... ......................... 85 ......................... 34,0 à 41,0T6 102 95 ......................... 38,0 à 50,0

70490 ......................... 70 ......................... 44,0 à 50,0

T76 142 106 ......................... 38,0 à 44,0T73 134 104 ......................... 40,0 à 44,0

7050

0 ......................... 70 ......................... 44,0 à 50,0T76 142 106 ......................... 39,0 à 44,0

T736 140 105 ......................... 40,0 à 44,0T73 134 104 ......................... 40,0 à 44,0

7075

0 ......................... 70 ......................... 44,0 à 48,0T6 142 106 ......................... 30,5 à 36,0

T76 136 104 ......................... 38,0 à 42,0T73 129 102 ......................... 40,0 à 43,0

71780 ......................... ......................... ......................... ......................... 43,0 à 47,0

T6 148 108 ......................... 29,0 à 34,0T76 142 106 ......................... 38,0 à 42,0

(1) D’après « Military Specification » MIL-H-6088 F de juillet 1981.(2) Les valeurs données pour les états TX sont également valables pour des états TX 51 et TX 52.(3) Dureté Brinell avec bille de diamètre 10 mm sous une charge de 500 kg.(4) Valeurs pour produits d’épaisseur inférieure ou égale à 0,81 mm.(5) Pour l’alliage 2219 la conductivité électrique n’est pas aussi sensible que la dureté pour caractériser les états thermiques.

50

22 95

65 82 65 82 78 86

22 95

69 82 63 82 72 84 74 85

22 95

60 79 62 81 58 78 62 81 71 83 75 84

65

95

75

64 42 78

70 53 54 57

68

76

65 82

22 95

84 87 81 85

22 95

84 87 82 86 81 85

22 95

84 87 82 86 78 85

95

87 88 84 87


Do

c. M

1 2

90

1 -

1986

POUR

EN

S

Traitements thermiquesdes alliages d’aluminium

par Roger DEVELAYIngénieur de l’École Nationale Supérieure d’Électrochimieet d’Électrométallurgie de GrenobleAncien Directeur Adjoint du Centre de Recherches et Développement de Voreppe.Cégédur-Péchiney

AVOIR

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TRAITEMENTS THERMIQUES DES ALLIAGES D’ALUMINIUM ____________________________________________________________________________________POUR

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Toute reproduction sans autorisation du Centre français d’exploitation du droit de copieDoc. M 1 290 − 2 est strictement interdite. − © Techniques de l’Ingénieur, traité Matériaux métalliques

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SAVOIR

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TRAITEMENTS THERMIQUES DES ALLIAGES D’ALUMINIUM ____________________________________________________________________________________POUR

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RevuesFrance

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)

Allemagne

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

Belgique

ATB Trimestrielle Métallurgie Revue.

États-Unis

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

Grande-Bretagne

Journal of the Institute of Metals.

Italie

Alluminio (m)

Suisse

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

NormalisationFranceAssociation française de normalisation AFNOR

NF A 02-002 8-77 Désignation conventionnelle de modes d’obtention etd’états de livraison de métaux et alliages non ferreux.

NF A 02-004 8-77 Aluminium et alliages d’aluminium de fonderie. Zinc etalliages de zinc de fonderie. Magnésium et ses alliages.Désignation conventionnelle des matériaux et alliagesnon ferreux.

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

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NF A 02-104 4-80 Aluminium et alliages d’aluminium. Désignation numé-rique des aluminium et alliages de transformation.

NF A 50-411 10-81 Aluminium et alliages d’aluminium. Produits filés et filésétirés d’usage courant. Caractéristiques.

NF A 50-451 10-81 Aluminium et alliages d’aluminium. Produits laminésd’usage courant. Caractéristiques.

NF A 50-901 12-82 Aluminium et alliages d’aluminium. Pièces obtenues parforgeage libre et forgées par matriçage en aluminium eten alliages d’aluminium. Composition chimique et carac-téristiques mécaniques.

NF A 57-702 2-81 Produits de fonderie. Caractéristiques de pièces mouléespar gravité, basse pression et dépression en aluminiumou en alliages d’aluminium.

NF A 57-703 7-84 Produits de fonderie. Pièces moulées sous pression enaluminium et en alliages d’aluminium. Caractéristiques.

Direction Technique des Constructeurs Aéronautiques AIR

AIR 9050/C 12-64 Conditions générales de recette des produits en alliagesd’aluminium utilisés en construction aéronautique.

AIR 9048 12-78 Conditions de contrôle des produits laminés en alliagesd’aluminium utilisés dans les constructions aérospatia-les.

États-UnisAmerican Society for Testing and Materials ASTM

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shapes and tubes.B 247-82a Specification for aluminium-alloy die and hand forgings.B 209-83 Specification for aluminium and aluminium-alloy sheet and

plate.B 597-80 Standard practice for heat treatment of aluminium alloys.

Military Specifications Mil

MIL-H-6088E 2-71 Heat treatment of aluminium alloys.

MIL-H-6088-F 7-81 Military specification heat treatment of aluminiumalloys.

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

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Aerospace Material Specifications AMS (Society of Automotive Engineers)

Ces spécifications, très nombreuses, concernent chacune un alliage déterminésous une forme donnée (produit forgé, tôle, barre, tube...). Leur liste fait l’objetde l’Index of Aerospace Specifications publié le 15 novembre 1971 parAerospace Material Specifications.

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Grande-BretagneBritish Standards Institution BSI

Aerospace L Series

L16 à L99 : Aluminium and aluminium alloys.

BS

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1471 1972 Wrought aluminium and aluminium alloys for generalengineering purposes. Drawn tube.

1472 1972 Wrought aluminium and aluminium alloys for generalengineering purposes. Forging stock and forgings.

1474 1972 Wrought aluminium and aluminium alloys for generalengineering purposes. Bars, extruded round tube and sections.

1475 1972 Wrought aluminium and aluminium alloys for generalengineering purposes. Wire.

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ItalieEnte Nazionale Italiano di Unificazione UNI

3039 à 3059

6250 à 62535073 à 50804513 et 45143599 à 3602

Normes concernant l′aluminium et les différents alliages d′aluminium.

19501955

19621968

1960

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PLUS

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

1725 12-83 Aluminiumlegierungen ; Knetlegierungen.

SuisseVereins Schweizerischer Maschinenindustrieller VSM

10847 R Alliages d’aluminium. Traitement thermique des alliagesde corroyage et de fonderie, directives.

10848 à 10859 R Composition chimique, caractéristiques mécaniques etphysiques, résistance à la corrosion des différents alliagesd’aluminium.

BelgiqueInstitut Belge de Normalisation IBN

436 1958 Alliages d’aluminium d’usage courant pour produits moulés.Classification.

437 1958 Aluminium et alliages d’aluminium d’usage courant pourproduits corroyés. Classification.

468 1969 Pièces en aluminium et alliages d’aluminium bruts d’estam-page à chaud.

Normes internationalesInternational Organization for Standardization ISO

R 209 1971 Composition des produits corroyés en aluminium et en alliagesd’aluminium. Composition chimique (pour-cent) 3e éd.

Association Internationale des Constructeurs de Matériel Aéronautique AICMA

Recommandations AICMA.

Constructeurs. FournisseursInstruments 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.

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

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

AllemagneAluminium Zentrale (Beratungs-und Informationsdienst der Deutschen Leicht-metall-Industrie).

AustralieAluminium Development Council of Australia.

BelgiqueCentre d’Information des Métaux Non-Ferreux.

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

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

ItalieIstituto Sperimentale dei Metalli Leggeri.

SuisseAlusuisse Forschung und Entwicklung.


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