Application des résultats de diffusion au modèle d’oxydation sélective contrôlée par le taux de défauts locau

À l’issue du chapitre bibliographique concernant les mécanismes de corrosion sous contrainte, le modèle d’oxydation sélective contrôlé par le taux de défauts locaux proposé par [Laghoutaris, 2009] a retenu notre attention.

Pour rappel, ce modèle est basé sur une oxydation sélective et dissymétrique contrôlée par la diffusion du chrome dans le métal de base. Rappelons que la diffusion du chrome est due à sa consommation pour la formation de Cr2O3 en pointe de fissure. [Laghoutaris, 2009]

propose que l’aspect dissymétrique de la pointe de la fissure soit expliqué par une différence d’orientation cristalline entre les deux grains adjacents qui conduit à une hétérogénéité de déformation de part et d’autre du joint de grains. Sous l’action de la contrainte d’écoulement, la cinétique de diffusion du chrome sera plus rapide dans le grain qui contient la plus grande quantité de défauts, c’est-à-dire le grain qui sera le plus déformé. D’après nos résultats, il apparait que le taux de déformation ne soit pas un critère suffisant. Le modèle décrit précédemment suggère que la mobilité des dislocations soit le bon paramètre à considérer. La cinétique du phénomène de fissuration serait alors contrôlée par la diffusion du chrome assistée par la cinétique associée à la plasticité.

De plus, l’auteur propose que l’espacement entre les cristallites de spinelle observées dans la fissure et qui est de l’ordre de 150-200 nm corresponde au pas de fissuration. Il constate, de plus, que la taille de cette zone coïncide avec celle de la zone déchromée. Par conséquent, il considère que l’étape limitante du modèle d’oxydation sélective contrôlée par le taux de défauts locaux est associée à la cinétique de diffusion du chrome. Notre travail,

172 qui fait suite à ses travaux, va dans le sens de ses observations et tend à valider son modèle.

Seuls les essais in-situ sous déformation plastique non nulle permettent d’obtenir des coefficients de diffusion suffisamment élevés. Ces essais montrent que le transport de chrome est étroitement lié à la vitesse de déformation et, par conséquent, à la vitesse de déplacement des dislocations mobiles. De ce fait, il pourrait être envisagé que, dans le cas d’un matériau sous charge, la vitesse de déformation plastique de deux grains adjacents avec deux orientations cristallines différentes ne soit pas identique. Leur déformation et leur cinétique seraient donc dépendante de l’orientation cristallographique des grains de la microstructure et pourrait être caractérisée par le facteur de Schmid associé aux mécanismes de glissement plastique. Le profil de diffusion du chrome qui en résulte pourrait donc être différent entre les deux grains adjacents et, le cas échéant, conduire à un appauvrissement en chrome dissymétrique. La zone déchromée serait située du côté du grain dont la vitesse de déformation a permis d’accélérer la diffusion du chrome.

Cette hypothèse doit être confirmée par des expérimentations complémentaires notamment aux températures du REP et sur des polycristaux en Alliage 600. Ces perspectives sont décrites dans le chapitre suivant.

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6.

PERSPECTIVES

Si mes travaux permettent de contribuer à la validation du scénario proposé par Laghoutaris en matière de cinétique de diffusion du chrome, notamment vis-à-vis de l’apparition de zones appauvries pour des durées relativement courtes et commensurables avec le retour d’expérience de la CSC des alliages base nickel en milieu REP. De nombreux points restent encore à explorer. C’est le cas notamment de l’effet de l’hétérogénéité de la déformation sur la cinétique de diffusion et de la dissymétrie du profil de diffusion. Ces essais doivent être menés in situ sous un chargement de type fluage afin de rendre possible la mobilité des dislocations.

Du fait de l’anisotropie de l’écoulement plastique, la vitesse de déformation plastique de deux grains adjacents présentant deux orientations cristallines différentes ne sera pas identique. Les profils de diffusion du chrome qui en résultent pourraient donc être différents entre les deux grains et conduire à un appauvrissement en chrome dissymétrique. La zone déchromée serait située du côté du grain dont la vitesse de déformation a permis d’accélérer la diffusion du chrome. Des observations MET réalisées dans un premier temps sur lames minces prélevées par FIB de part et d’autre d’un joint de grains et après diffusion in situ au cours d’un essai de fluage devraient permettre de valider ce scénario. Dans un second temps, des mesures par sonde atomique tomographique réalisées sur ce même type de joints après essais devrait mettre en évidence cette dissymétrie et ce, de façon plus quantitative. Des essais préliminaires ont été réalisés en collaboration avec le laboratoire IM2NP de la faculté des Sciences et Techniques de Marseille. Les échantillons ont été prélevés dans une éprouvette de traction polycristalline pré-écrouie (et non déformée in situ). Si le protocole expérimental a pu être testé et validé sur des échantillons pré-écrouis (cf. annexe 3), les résultats n’ont par contre pas permis de mettre en évidence une quelconque diffusion du chrome dans le volume et encore moins une dissymétrie de diffusion, ce qui est cohérent à posteriori avec les essais des résultats in-situ. La prochaine étape consistera à appliquer le protocole d’analyse de la sonde atomique tomographique sur des échantillons polycristallins déformés in-situ. L’objectif sera alors de mettre en évidence l’influence de la vitesse de déformation plastique sur la cinétique de diffusion et la dissymétrie attendue. Une synthèse des expérimentations préliminaires réalisées en collaboration avec la faculté de Marseille est présentée en annexe 4.

En outre, comme tout problème de vieillissement dynamique, notre travail met en évidence l’existence d’un couplage entre la vitesse de déplacement des dislocations et la mobilité des atomes de chrome et ceci pour une température donnée. La fenêtre [vitesse de déformation, température] associée à ce couplage reste donc à déterminer pour nos matériaux. Une analyse similaire a notamment été réalisée par [Cohen, 1970] dans le cas de l’autodiffusion du fer, de l’or, de l’argent et du nickel (Figure 5.5).

D’autre part, la suite de ces travaux devrait porter sur la poursuite de l’acquisition de données expérimentales concernant la diffusion du chrome dans l’Alliage 600 aux joints de grains à partir de microstructures modèles (avec ou sans carbures aux joints de grains) à plus faibles températures dans la gamme 400°C-700°C. Un plus sera de déterminer l’influence du type de joints de grains sur la cinétique de diffusion du chrome.

En ce qui concerne le modèle de diffusion assisté par la mobilité des dislocations, il sera important de continuer d’étudier la diffusion du chrome dans le nickel et dans l’Alliage 600 à plusieurs températures (l’idéal étant de s’approcher de 300°C) et ce, pour différentes vitesses de déformation afin d’identifier une énergie d’activation du mécanisme de diffusion assistée. Cette énergie d’activation permettra alors de valider l’hypothèse de ce travail et qui porte sur le modèle de diffusion assistée par la mobilité des dislocations.

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