0 Elsevier, Paris Mod6lisation de la croissance des piqirres Ann. Chim. Sci. Mat, 1999,24, pp. 307-311

MODkLISATION DE LA CROISSANCE DES PIQORES DANS L’ALLIAGE D’ALUMINIUM 2024 T351 EN MILIEU CHLORUti

S. CABROL

Laboratoire de Mkanique Physique, CNRS URA n”867, Universitk Bordeaux I, 351 cours de la Liberation, 33405 Talence Cedex, France

Summary - Modeling of corrosion pit growth on the 2024 T351 aluminum alloy in chloride medium. This study deals with an experimental characterization of pitting on the 2024 T351 aluminum ahoy in chloride medium. Then, a numerical simulation based on the galvanic coupling between intermetallic particles and the aluminum matrix is presented.

R&urn6 - Cktte 6mde pmsente une caracterisation exp&imentale de la corrosion par piqures de l’alliage d’aluminium 2024 T351 en milieu chlorure. Ensuite, une simulation numkique de la croissance des piqGres est proposke a partir d’un modele base sur le couplage galvanique en&e les particules intermktalliques et la matrice d’aluminium.

L’influence de la corrosion par piqttres sur l’amor~ge des fissures de corrosion sous contminte ou de fatigue corrosion semble bvidente. Cependant, la d&ermination exacte de ce processus dememe encore mal expliquk, en raison notamment du nombre et de la nature des facteurs impliques. L’essentiel de cette &u& a done pour but de contribuer a apporter un certain nombre de prkisions, en vue notamment de constituer un mod&le et d’&ablii un outil de simulation numerique capable devaluer la cinetique du processus. Pour y parve& la d&namhe adopt& comporte trois stades : daus un premier temps, il est nt?cessaim d’obtenir des informations exp&irnentales sur la morphologie des piqtkes et leur cin&ique de croissance; ensuite, tme simulation num&ique de la croissance des piqctres est propost% a partir dun modi?le base sur le couplage galvanique entre les particules intermktalhques et la matrice d’ahuninium; finalement, la transition piqtlte-fissure sera exami& ultt%ieutement en d&erminan fissuration.

t la morphologie et la taille critique des sites d’amor~age de la

Tiis a part : S. CABROL, LMP, Universite Bordeaux I, 351 cours de la Liberation, 33405 Talence

S. Cabrol

c 2.

Le mat&au utihsk darts le cadre de cette etude est l’alliage d’aluminium 2024 T3.51 principalement employ6 dans le domaine de l’aeronautique. II est foumi ici a l’etat lamint? en tile de 1,6 mm d’bpaisseur. Etant don&. sa mise en forme, ce matiriau pos&de une microstructure allongke dans le sens du laminage et aplatie dans le sens travers-court. De nombreuses particules interrnetalliques regroup&s en amas et orienk?es dans le sens du laminage ont t?tr? d&elees [ 11. Deux can?gories de par&&s interm&alliques sont distinguks : dune part, des particules de forme arrondie dont le diam&re n’exckde pas 5 cun, il s’agit des composts Al$uMg; d’autre part, des particules de forme irr&guli&e dont la taille est d’environ 15 j&n, leur composition est (FeMnCu)(CuAl),.

Des essais de corrosion libre ont t?te? rt5alis6s dans une solution a&k et non agitie de 0,5 M de NaCl a 23’C. Le suivi in situ de 1’Cvolution de la corrosion par piqfites en surface du mat&au est assure au moyen d’un systime de vi&omicmscopie. Deux formes de piqtkes se ddveloppent a la surface de l’k&amillon (&we 1) : des piqClns associt?es aux particules interm&alliques isolees et des piqikes dites dvt%s [2].

Figure 1. Observations au MEB de la surface de l’t?chantillon apres nettoyage &s produits de corrosion : (a) piqfires associees aux particules interm&alliques isol&; (b) piqfim s&m.

Darts le premier cas (figure la), il s’agit de petites piqtires peu profondes (5 20 p) qui se developpent au niveau des particules interm&aUiques isolees. Ces piqOms peuvent ette class&s en deux categories. La ptemik est constitu& des piqclres assocides aux patticule~ intermetahiques cathodiques. car la matrice est dissoute a la pt?riph&ie de ces particules. A I’oppos6, k second type rassemble les piq0res associr5es aux particules interm&alliques anodiques, car dans ce cas, les particules sont diioutes. Les particules cathodiques correspondent aux particules (FeMnCu)(CuAl),, alors que les particules Al$uMg sont anodiques. Le mtcanisme de dissolution des piqties assocides aux particules intem&dliques isokks est done base sur le couplage galvanique entm les particules et la matrice d’almninium.

Les piqks s&&es @gure Ib) prkntent une attaque beaucoup plus nocive que la pr&!dente, dans la mesure oh elks engendrent des cavitks aux dimensions importantes pouvant atteindre plusieum centaines de microns. Ces piqGres d&es sont en corrosion sous contrainte ou fatigue corrosion des sites pn!krseurs de l’arno&age de la fissuration. Le suivi de la morphologie et de la progression de ces piqfims SC rWle alors t&s intkessant. La morphologie en trois dimensions des piqfires dv&es est obtemae grke a la m&ode des polissages successifs de la snrfac~ de 1?5chantillon en n&want, pour chaque profondeurde polissage, les dimensions et le profil des cavittk Les piqtnw s&&es se caractkisent par des cavitds orient&s dans le sens du laminage. Leur longueur (sens L) et leur profondeur (sens TL) sont les dimensions les plus reprkntatives de cet endommagement puisqu’elles peuvent atteindm plusieurs centaines de microns, alors que leur largeur (sens TC) nest g&&alement que de quelques dizaines de microns. L’tvolution de la longueur relative UL, de plusieurs piqQres &&es en fonction de ieur profondeur pennet de d&erminer leur forme darts le plan L-TL (L, &ant la longueur de la piqtim en surface et L sa longueur a une

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profondeur donnee) (jigure 2~). La forme des piqikes stvkes dans le plan LTL peut done etre assimilee g un rectangle (figure 2b). Des coupes transversales conduisent 1 la meme approximation SW leur morphologie dans le plan IC-TL. A par& de ces resultats, la morphologie des piqties ddres est assimilable a un paraUlt?pipMe rectangle. D’autm part, des coupes transversales de piqfires s&&es ont montre que celles-ci se dtsveloppent au niveau des amas de particules interm&aIliques, et plus particulikment &s particules cathcxliques. Ceci laisse supposer que les piqtkes stdms rt%ultent dune corrosion galvanique, qui peut C%IC suivie du point & vue ci&ique par 1’Cvolution dun courant de dissolution. Cette observation est a la base du mo&le proposk

Figure 2. (a) Evolution de la longueur relative de plusieurs piqfires s&&es en fonction de leur profondeur; (b) Schematisation & la morphologie des piqtks s&&es dans le plan L-TL.

i-1

if2 3 0.8

: 0,6

9 'S 2 084 2

5 5 0,2

F 0 J

0 50 100 150 200

Profondeur (pm) (sens TL)

(a)

&I

1

0 h profondeur

L

TL piqbe s&&e

,. 3. &lODFJ &QION ET w ND- DE I A CRmF.S PIOUR’%

La premiere &ape de la mod&&on cons&e a d&inir le courant de dissolution en fonction du rapport des surfaces cathodique et anodique. Pour cela, une mod&k&on de la corrosion par piqikes asso&% a une particule cathodique isol6e est propok [3]. Le processus de corrosion considf% est le couplage galvanique entre la particule interm&llique cathodique et la matrice. Cette mod6lisation s’appuie SW les hypotheses suivantes : la particule est un patall&pi@de rectangle et la morphologie de la piqtk est une demi-couronne rectanguiaue amour de la par&k (figure 3). De plus, la dissolution est suppos6e isotrope. La surface cathodique, oti se prod& la &action de reduction, est alors la surface de la particule en contact avec l’tlectrolyte, la surface anodique &ant la surface de la piqfire. Compte tenu des hypotheses, les surfaces cathodique SC et anoclique S, s’expriment aiskment en fonction de la taille de la piqtke (jIgwe 3), dent l’evolunon au cows du temps est d&erminee expkimentalement g&e au systi%me de vidkomicmscopie. Par ailleurs, la variation du volume de la piqfire au tours du temps associee a la loi de Faraday foumit l’expression du courant de dissolution en fonction du temps. IX courant de dissolution I peut done s’6crim en fonction du rapport des surfaces cathodique S, et anodique S,.

I = 1,7. 1w9+5. lo-‘OLog(sJS,) (1)

310 S. Cabrol

piqilre SC Surface cathodique : S, = ab+2r(a+b) Surface anodique : S, = kr(a+b+2r)

Volume de la piqilre : V = xr2((a+b)/2+2r/3)

Taille ds la piqfre (d’aprbs les mesures exp&imentales) :

r = 6.1@’ f’345

Figure 3. Schkmatisation de la moddlisation de la corrosion par piqikes associ6e a une particule cathodique isolee.

G&e zi la relation prt?c&ente (1). il devient possible de modtliser la croissance des piqtkes s&&es [4]. Toutefois, quelques hypotheses sont prises en compte : l’amas de particules cathodiques est tel que les particu.les sont assimil&s a des parall~lepi~s rectangles, et la distance moyenne entm chacune d’elles est @ale a 36 pm [5]. De plus, d’apti% les n?sultats sur la morphologie, la piqOre s&&e peut &E rep&em& par un paraUt%pipMe rectangle dont les C&C% sont les parois de la cavitt! (figure 4). Le mkknisme de corrosion est &idemment base sur le coup&e galvanique entre les particules et la matrice. Au coum de la croissance de la piqtke, chaque face de la caviti mncontre un certain nombre de particules. Les surfaces cathodique et anodique sont &termim?es sur chacune des faces de la cavitk. Pour cela, la contribution de chaque particule au calcul de la surface cathodique sur la face considt?t+e est &ah.u?e. Au m&e moment, la surface anodique est calcuk Ensuite, le courant de dissolution et la vitesse de propagation de la face con&We sont d&uits du rapport des surfaces cathodique et anodique. La ctoissance de la piqfite s&v&-e est stopptk. lorsqu’aucune particule n’est pn?sente sur les parois de la cavitk

amas de oarticules oiallre s&&a cathodliques IF-

‘particule catttodique Pj

Contribution de la particule Pj au calcul de la surface cathodique sur le ci3t6 Fi

Figure 4. Schematisation de la modelisation de la croissance dune piqk ddre.

Lafigure 5 donne un exemple de la simulation num&ique de la croissance d’une piqOre s&&-e sur WI amas de 200 particules. Dans ce cas, la vitesse moyenne de propagation calculec est inf&ieure

MocUisation de la croissance des piqbes 311

d’un ordre de grandeur a celle mesunk expkimentalement. Ceci est dO a la trop faible densid de particules de l’amas consider& Pour se rapprocher dun amas reel, le. nombre et la densite de particules sont augment& et les calculs en cours indiquent une augmentation p&isible des vitesses de croissance. Ceci met en tvidence l’importance de certains param&res comme la den& de I’amas ou sa local&ion par rapport ?I lXnterface metal-solution sur les nkltats de la simulation.

0,

-100, 0

-200. w

sens TL c?

-300.

Figum 5. Exemple de simulation numerique de la propagation dune piqfue s&&e sur un amas de 200 particules.

I

cavit6 initiale

t- cavit6 aprbs 90h

w* 6, w particules cathodiques

sens TC

(unit& en uml

4. CONCLUSION Lcs piqtkes dvtms conduisent a la formation de cavitks qui sont des sites prknseurs de

l’amoqage de la fissuration. Leur origine est li& a la p&ence d’amas de particules interm&lhques cathodiques. De ce fait, la distribution des pat&&s dans le mat&iau est un patam&tm cle pour la croissance des piqikes s&&s.

Une mod&sation et une simulation num&ique de la croissance des piqties s&&es sont propodes. Des simulations sont en tours pour diffkentes morphologie, densite et local&ion de kunas de particules vis-a-vis de l’interface m&al-solution.

En se basant sur ces rtkltats, une Ctude de la transition entre piqtkes s&&es et fissures de corrosion sous contra&e ou fatigue corrosion est en tours.

5. BIBLIOGRAPHlE

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