The phase transformation sequences have been studied for a commercial

AA3003 alloy from the as-cast state during the heating to the homogenization

temperature thanks to several in situ methods i.e. electrical resistivity, transmission

electron microscopy and X-ray diffraction. The as-cast structure of this alloy is

characterized by an inhomogeneous solid solution with primary Al6(Mn, Fe) and a

few a-Al(Mn, Fe)Si particles. The in situ analysis are in good agreement which

allow to clarify the phase transformation temperatures, the morphology of the

precipitated phases and their crystallography.Les séquences de transformations de phase d'un alliage

                commercial AA 3003 ont été étudiées au chauffage

                depuis l'état brut de coulée jusqu'à la

                température d'homogénéisation à l'aide de

                plusieurs techniques in situ : résistivimétrie

                électrique, microscopie électronique à transmission et

                diffraction des rayons X. A l'état initial, l'alliage est

                constitué d'une solution solide sursaturée, de

                précipités Al6(Mn,Fe) et d'une faible

                quantité de précipités α-Al(Mn,Fe)Si. Ces

                différentes analyses ont donné des résultats en

                très bon accord et ont permis de préciser les

                températures de transformations de phase, la morphologie des phases

                précipitées ainsi que leur cristallographie

ARCHAMBAULT, Pierre

DEHMAS, Moukrane

GAUTIER, Elisabeth

SERRIERE, Mickaël

I-Revues

Bulletin de l'Académie Lorraine des Sciences 2004, 43 (1-4) 
Imprimé en France (Printed in France) par Vagner graphic
ETUDE DE LA PRECIPITATION DE
DISPERSOÏDES AU COURS DU TRAITEMENT
D’HOMOGENEISATION D’UN ALLIAGE
D’ALUMINIUM 3003
STUDY OF THE PRECIPITATION OF DISPERSOÏDS
DURING THE HOMOGENIZATION TREATMENT OF A
3003 ALUMINIUM ALLOY
Moukrane DEHMAS, Pierre ARCHAMBAULT,
Mickaël SERRIERE, Elisabeth GAUTIER
LSG2M, Ecole des Mines, UMR CNRS-INPL 7584,
F-54042 NANCY Cedex, France
RESUME
Les séquences de transformations de phase d’un alliage commercial AA
3003 ont été étudiées au chauffage depuis l’état brut de coulée jusqu’à la
température d’homogénéisation à l’aide de plusieurs techniques in situ :
résistivimétrie électrique,  microscopie électronique à transmission et diffraction
des rayons X. A l’état initial, l’alliage est constitué d’une solution solide
sursaturée, de précipités Al6(Mn,Fe) et d’une faible quantité de précipités α-
Al(Mn,Fe)Si. Ces différentes analyses ont donné des résultats en très bon accord et
ont permis de préciser les températures de transformations de phase, la
morphologie des phases précipitées ainsi que leur cristallographie.
Mots clés : Alliage d’aluminium 3003, résistivité électrique, DRX, MET,
dispersoïdes.
ABSTRACT
The phase transformation sequences have been studied for a commercial
AA3003 alloy from the as-cast state during the heating to the homogenization
temperature thanks to several in situ methods i.e. electrical resistivity, transmission
electron microscopy and X-ray diffraction. The as-cast structure of this alloy is
characterized by an inhomogeneous solid solution with primary Al6(Mn, Fe) and a
few α-Al(Mn, Fe)Si particles. The in situ analysis are in good agreement which
allow to clarify the phase transformation temperatures, the morphology of the
precipitated phases and their crystallography.
Keywords : 3003 aluminium alloy, electrical resistivity, XRD, TEM, dispersoïds.
3
Introduction
Les alliages d’aluminium, avec comme principal élément d’alliage le manganèse,
ont un champ d’applications industrielles très large du fait notamment de leur
aptitude à la mise en forme. L’alliage étudié dans le cadre de cette étude (3003), a
été fourni par Hydro à l’état brut de coulée sous forme de billette de 180 mm de
diamètre. Afin de limiter l’incidence de ségrégations chimiques et structurales, les
échantillons sont prélevés dans la zone de mi-rayon. L’analyse microstructurale de
cet alliage (figure 1) révèle la présence d’une solution solide sursaturée, des
précipités Al6(Mn,Fe) et une faible quantité de précipités α-Al(Mn,Fe)Si. Avant la
mise en forme de l’alliage, un traitement d’homogénéisation est nécessaire afin de
réduire la concentration en manganèse et contrôler la taille, la densité et la
distribution de particules qui sont des éléments très influents sur la
recristallisation, la texture et les propriétés mécaniques après mise en forme. Lors
d’un traitement d’homogénéisation, de nombreux travaux montrent une
transformation des précipités primaires Al6(Mn,Fe) en précipités α-Al(Mn,Fe)Si
(Furrer 1979, Trφmborg 1994, Alexander et al. 2001) ainsi qu’une fine
précipitation intragranulaire de dispersoïdes de nature cristallographique identique
à celle de la phase α-Al(Mn,Fe)Si (Li et Arnberg 2002). Ces séquences de
transformations de phase ont été étudiées en relation avec le traitement
d’homogénéisation par mesure de conductivité électrique (Li et Arnberg 2002),
pouvoir thermoélectrique (Luiggi 1997a, 1997b) et microscopie électronique à
transmission mais après retour à la température ambiante. La particularité de notre
travail est de préciser, à température réelle par mesures in situ, les transformations
de phase lors du chauffage jusqu’à la température d’homogénéisation depuis l’état
brut de coulée. Les techniques utilisées sont la résistivimétrie électrique, la
microscopie électronique à transmission (MET) et la diffraction des rayons X.
Figure 1 : Image rétrodiffusée de l’état brut de coulée.
20 µm
α-Al(Mn,Fe)Si
Al6(Mn,Fe)
4
PROCEDURES EXPERIMENTALES
La technique de résistivimétrie in situ utilisée ici a été mise au point au laboratoire
pour l’étude du comportement des alliages métalliques lors de traitements
thermiques ou thermo-mécaniques (Godard 1999)  (figure 2). Elle est fondée sur la
méthode des quatre points : l’échantillon (Ø=3 mm, L=50 mm) est équipé de 4 fils
d’aluminium pur pour le passage d’un courant continu constant (2A) et pour la
mesure de la différence de potentiel correspondante. Ce dispositif est placé au sein
du four d’un appareil de dilatométrie pour réaliser les cycles thermiques qui sont
contrôlés en temps réel grâce à un thermocouple de type K soudé sur l’échantillon
et à une régulation numérique. En considérant que la résistivité électrique de
l’alliage dépend essentiellement de la température et de la concentration des
éléments en solution solide, la résistivité de l’aluminium pur est soustraite du
signal expérimental à chaque température. La différence (ρall – ρAl) traduit ainsi au
1er ordre la seule incidence des éléments solutés restant en solution dans la matrice.
Ce mode différentiel, associé à une amplification analogique conséquente (gain
d’environ 104) permet d’obtenir une grande sensibilité indispensable à la mise en
évidence des séquences de transformation dans ces alliages, notamment dans le cas
de sollicitations thermiques rapides.
Figure 2 : Dispositif expérimental de résistivimétrie in situ.
Les transformations de phase ont été observées à l’aide d’un microscope
électronique à transmission (CM12) équipé d’un porte-objet chauffant. Les
échantillons, sont tout d’abord amincis mécaniquement jusqu’à une épaisseur
d’environ 20 µm puis dans un amincisseur électrolytique à double jet.
L’électrolyte est une solution d’acide nitrique (30%Vol) et de méthanol (70%Vol)
maintenue à une température de –20°C. Une différence de potentiel de 20V est
appliquée entre l’échantillon et les deux cathodes jusqu’à l’obtention d’un trou au
centre de la pastille.
4
La diffraction des rayons X nous permet d’accéder à la nature cristallographique
des phases en présence dans l’alliage à différentes températures. Les
diffractogrammes ont été enregistrés sur un diffractomètre INEL CPS 120 à
détecteur courbe (anode Co K∝) équipé d’un four sous vide (10
-5 Torr). Le porte-
objet est utilisé en condition dynamique afin de prendre en compte les effets de
taille de grain. La durée d’acquisition est de 2 heures à chaque pas de température.
RESULTATS ET DISCUSSION
L’évolution de la résistivité électrique différentielle de l’alliage AA3003 au cours
de chauffages à différentes vitesses, à partir de l’état brut de coulée, est présentée
sur la figure 3. On observe tout d’abord une variation linéaire de la résistivité avec
la température, suivie d’une diminution prononcée entre 350°C et 500°C puis
d’une augmentation au-dessus de 500°C. Ces températures caractéristiques
augmentent avec la vitesse de chauffage mais aucune transformation n’est détectée
pour le chauffage le plus rapide (20°C/s).
Figure 3 : Variation de résistivité électrique au cours de chauffages continus.
Afin d’expliquer ces variations de résistivité électrique depuis l’état brut de coulée,
la microstructure en zone intergranulaire a été étudiée à température réelle à l’aide
d’un porte-objet chauffant monté dans un MET. Les images en fond clair sont
présentées sur la figure 4. Aucun changement n’est observé jusqu’à environ
300°C. A 300°C, une fine précipitation de dispersoïdes sphériques apparaît proche
des précipités primaires, suivie par une précipitation intracellulaire à 400°C. La
densité de ces dispersoïdes diminue et leur taille augmente lors des maintiens à
500°C et 600°C. Ces observations à différentes températures permettent d’associer
la forte diminution de résistivité électrique (350°C-500°C) à l’augmentation de la
fraction volumique de dispersoïdes et d’associer également l’augmentation de la
résistivité électrique au-dessus de 500°C à une dissolution.
0,5
1
1,5
2
2,5
3
0 100 200 300 400 500 600 700
ρH
y
d
r
o
 
-
 
ρA
l
u 
(
µ
Ω
∗c
m
)
Temperature (°C)
20°C/s
1°C/s
500°C/h
50°C/h
4
Figure 4 : Images MET en champ clair, obtenues au cours d’un chauffage étagé.
Nous avons ensuite cherché à connaître la nature cristallographique des phases
précipitées. Pour ce faire, nous avons adopté la diffraction des rayons X in situ. A
partir de l’état brut de coulée, nous avons effectué un chauffage interrompu par des
maintiens isothermes afin de permettre l’enregistrement de spectres de diffraction
des rayons X. Ces acquisitions sont présentées sur la figure 5. A l’état brut de
coulée, deux phases sont identifiées comme étant la solution solide d’aluminium et
Al6(Mn,Fe). La détermination des paramètres de maille donne des résultats en très
bon accord avec la littérature. Au cours du chauffage jusqu’à 300°C, seules les
positions angulaires de chaque phase sont modifiées à cause de la dilatation
thermique (aucune présence de nouveaux pics). A 400°C, la précipitation d’une
nouvelle phase est détectée (phase 2). Cette phase est indexée comme étant de
structure cubique simple et contenant du silicium. A plus haute température, les
limites techniques de l’appareillage ne permettent pas de détecter des
modifications significatives. Cette technique vient donc confirmer les mesures de
1 µm
   Brut de coulée 25 mn à 300°C
150 nm 200 nm
20 mn à 400°C
30 mn à 500°C
0,5 µm 0,5 µm
25 mn à 600°C
4
résistivité électrique et l’analyse MET in situ en identifiant la précipitation d’une
nouvelle phase à partir d’environ 350°C.
Figure 5 : Spectres de diffraction des rayons X : chauffage à 50°C/h interrompu
par des maintiens isothermes.
La précipitation des dispersoïdes a également été étudiée en mode ″faisceau
convergent″ sur le MET. La microstructure observée après 1 heure à 500°C
(figure 6) est caractérisée par des cellules de dislocations et des dispersoïdes
sphériques ou cylindriques qui germent préférentiellement sur les dislocations.
Ainsi, la germination est hétérogène et la cinétique est en partie contrôlée par la
densité de dislocation.
Figure 6 : Fond clair en mode ″faisceau convergent″ montrant les cellules de
dislocation et les dispersoïdes après 1 heure à 500°C (chauffage à 20°C/s).
La composition chimique des dispersoïdes (figure 7b), déterminée sur plus de 20
particules, est proche de Al15(Mn,Fe)2Si. Il a été vérifié, au préalable, que
Li
n 
(C
ou
nt
s)
2-Theta - Scale
20 30 40 50
1
21 2 221
1
1
1
1
1
11
1 : Al6(Mn,Fe)
2 : new phase
Brut de coulée
300°C-2 heures
400°C - 2 heures
500°C - 2 heures
600°C - 1 heure
200 nm
4
l’épaisseur de la lame est telle que l’incidence de la matrice n’est pas significative.
La cristallographie de ces dispersoïdes a été identifiée par diffraction des électrons
en sélection d’aire. Sur les figures 7c et 7d sont portés respectivement les clichés
de diffraction obtenus sur la matrice (axe de zone [101]) et sur les dispersoïdes
(avec une faible désorientation). L’indexation de ces clichés a été simulée à l’aide
du logiciel CaRIne en considérant la composition chimique des phases et
l’arrangement atomique décrit par diffraction des rayons X. Les dispersoïdes sont
de structure cubique simple avec un groupe d’espace P3m. En reportant les clichés
de diffraction sur une projection stéréographique (figure 7e), on observe que les
dispersoïdes possèdent une relation d’orientation avec la matrice : (-1,-1,1)Al // (-
2,5,3)_∝-Al(Mn,Fe)Si.
Figure 7 : Cristallographie des dispersoïdes : fond sombre (a), spectre EDX (b),
EDP de la matrice (c), EDP des dispersoïdes (d), projection stéréographique (e).
2,0,-2
1,1,-1
1,-1,-1
0,2,0
0,-2,0
-1,1,1
-1,-1,1
-2,02
a*
b*
c*
Axe de zone : [1 0 1]
1,-4,-1a*b*
c*
2,-5,-3
0,-8,0
-3,-4,3 -2,-8,2
-2,0,2
-1,-4,1
-2,5,3
-1,4,1
1,4,-1
2,0,-2
3,4,-3 4,0,-4
0,8,0
2,8,-2
(1,-1,-1)
(-1,-1,-1)
[1,0,1]
(-2,5,3)
(-1,-1,1)
(-1,1,-1)
(-1,1,1) (1,1,-1)
(2,-5,-3)
[1,0,1]
a)
c)
d)
e)
b)
30 nm
Al
4
CONCLUSIONS
Notre étude a permis, par la complémentarité des expérimentations in situ
effectuées, de confirmer les transformations de phase mis en jeu lors du chauffage
de l’alliage 3003 depuis l’état brut de coulée : pour les vitesses les plus lentes,
précipitation de dispersoïdes à partir d’environ 300°C puis dissolution de ces
mêmes dispersoïdes au-dessus de 500°C. La diffraction des rayons X in situ
montre que la phase précipitée est cubique simple. La germination se fait
préférentiellement sur les dislocations et la croissance avec une possible relation
d’orientation (-1,-1,1)Al // (-2,5,3)_∝-Al(Mn,Fe)Si.  Ce travail, mené dans le cadre du
programme européen VIRCAST, est actuellement suivi par des expérimentations
en mode isotherme afin de préciser les cinétiques de ces transformations et les
fractions transformées. La transformation des précipités primaires en phase α-
Al(Mn, Fe)Si ainsi que l’évolution de la composition chimique résiduelle de la
matrice sont également étudiées pour une description quantitative aussi exhaustive
que possible des processus en vue de valider le modèle de précipitation que nous
développons dans VIRCAST.
REMERCIEMENTS
Ce travail est réalisé dans le cadre « the Fifth Framework Competitive and
Sustainable Growth programme project GRD1-1999-10921 VIRCAST (Contract
N° G5RD-CT-2000-00153) ». Cela inclut les partenaires : Alusuisse Technology
& Management Ltd., Switzerland, Calcom SA, Switzerland, Elkem Aluminum
ANS, Norway, École Polytechnique Fédérale de Lausanne, Switzerland,
Hoogovens Corporate Services, The Netherlands, Hydro Aluminum AS, Norway,
Institut National Polytechnique de Grenoble, France, Institut National
Polytechnique de Lorraine, France, Norwegian University of Science and
Technology, Norway, Péchiney S.A., France, VAW aluminum AG, Germany, and
IFE, Norway and SINTEF, Norway,.
RÉFÉRENCES BIBLIOGRAPHIQUES
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LUIGGI N.J., 1997a - Isothermal precipitation of commercial 3003 Al alloys 
studied by thermoelectric power. Metall. Mater. Trans. B, 28B, 125-133.
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TRφMBORG E., 1994 - Phase transformation during homogenization of
commercial AlMn alloys, PhD. Thesis, University of Trondheim
(Norvège), 34-66.


Study of the precipitation of dispersoids during the

                homogenization treatment of a 3003 aluminium alloy

http://documents.irevues.inist.fr/bitstream/2042/28206/1/ALS_2004_1-4_23.pdf

Study of the precipitation of dispersoids during the homogenization treatment of a 3003 aluminium alloy

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