Comportement en fatigue de l’acier 304L THY

Durcissement et adoucissement

Les résultats expérimentaux que nous avons présentés montrent que l’acier 304L THY vierge manifeste un adoucissement cyclique suivi d’un durcissement cyclique secondaire (DCS) dans le domaine de la fatigue à grand nombre de cycles, à la température ambiante.

(Taleb & Hauet, 2009) ont montré que ce matériau présente un durcissement cyclique initial (DCI) au cours des quelques premiers cycles de chargement à faible amplitude de déformation. En général le DCI est attribué à la multiplication des dislocations et à leurs interactions, du fait de la déformation plastique engendrée par le chargement. D’après (Taleb & Hauet, 2009), le durcissement cyclique initial de l’acier 304L THY, s’explique par l’activation des fautes d’empilement et des micromacles qui apparaissent au niveau d’un petit nombre de grains et qui se superposent, dès les premiers cycles de chargement, à l’activation des systèmes de glissement des dislocations. L’activation des fautes est favorisée par la faible énergie de faute d’empilement de ce matériau (Talonen & Hänninen, 2007). Le durcissement cyclique initial au cours des tout premiers cycles, est observé sur d’autres matériaux de structure cristallographique Cubique à Faces Centrées tels que l’acier 316LN (Ganesh Sundara Raman & Padmanabhan, 1996), l’acier 316L (Hong, Lee, & Byun, 2007), le Nimonic 90 (Ganesh Sundara Raman & Padmanabhan, 1995).

Au cours du chargement à faible amplitude de déformation, un adoucissement cyclique fait suite au DCI. D’après (Hong, Lee, & Byun, 2007) le comportement cyclique d’un matériau est la résultante d’une compétition entre les mécanismes de durcissement et d’adoucissement. L’adoucissement n’est pas la conséquence d’un endommagement, il s’explique par les évolutions internes de la microstructure des dislocations. D’après (Ganesh Sundara Raman & Padmanabhan, 1996) un adoucissement cyclique est observé lorsque le taux d’annihilation des dislocations devient supérieur à leur taux de production ou lorsqu’un réarrangement de la microstructure augmente la mobilité des dislocations. (Mayama & Sasaki, 2006) ont montré que la distribution des dislocations au cours du cyclage, passe progressivement d’une structure homogène à une structure hétérogène (bandes de glissement persistantes, enchevêtrements, murs, canaux, cellules) en fonction du nombre de cycles appliqués (figure III-33). D’après (Evrard, Aubin, & Kondo, 2008 ) les structures hétérogènes sont constituées de zones dures, riches en dislocations et de zones molles pauvres en dislocations (figure III-34). Ce sont ces zones molles qui permettent au matériau de mieux accommoder la déformation plastique en s’adoucissant.

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Dans le cas particulier des aciers inoxydables austénitiques (316L, 316LN), (Degallaix, 1986) a montré que l’augmentation de la teneur en azote diminue l’énergie de faute d’empilement, favorise le glissement plan des dislocations ainsi que l’adoucissement du matériau.

Toutefois la teneur en azote du THY relativement faible ne permet pas d’expliquer, à elle seule, l’adoucissement de ce matériau.

Un durcissement cyclique secondaire (DCS) fait suite à l’adoucissement cyclique du THY vierge dans le domaine de fatigue à grand nombre de cycles, à la température ambiante (figures III.3 et III.6).

(Ganesh Sundara Raman & Padmanabhan, 1995), (Hong, Lee, & Byun, 2007) ont montré que le DCS observé à température ambiante est dû à la transformation martensitique qui se produit au cours de la fatigue oligocyclique avec une amplitude de déformation au moins égale à 0,4%. L’amplitude de chargement de nos essais (0,226%) est plus faible et ne correspond pas à ce critère.

Figure III. 33: structure des dislocations dans un acier 304 soumis à des cycles de fatigue en traction-compression ∆ε = 1% : (a) matériau vierge recuit, (b) après 10 cycles (c) après 30 cycles (d) après 100 cycles (Mayama & Sasaki, 2006)

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D’après (Ganesh Sundara Raman & Padmanabhan, 1995), à faible niveau de chargement, la densité des fautes et bandes de cisaillement dans l’austénite est si faible que la densité des sites de nucléation de la martensite est négligeable.

A chaque cycle de chargement correspond une faible quantité de déformation plastique, un grand nombre de cycles est alors nécessaire pour atteindre le niveau critique de déformation plastique indispensable pour former de la martensite.

Le nombre critique de cycles est parfois si grand que la rupture par fatigue du matériau intervient sans formation de martensite et donc sans DCS. Cette analyse semble correspondre à nos essais dans le sens où le niveau du chargement en fatigue est assez faible (0,226%).

Les nombre de cycles appliqués jusqu’à rupture après PEC ou après PEM paraissent relativement insuffisants pour une accumulation significative de la martensite. Dans le cas du PEM à 14%, (Mészáros & Prohászka, 2005) ont montré (figure I.10b) que la

Figure III. 34: schématisation de l’évolution de la distribution des structures de dislocation au cours des cycles de fatigue oligocyclique (Evrard, Aubin, & Kondo, 2008 ).

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transformation martensitique ne devient significative qu’à partir de 20% de déformation, ce qui ne correspond pas à nos essais.

Le DCS observé sur l’acier 304L THY rappelle celui constaté dans le vide par (Alain, Violan, & Mendez, 1997), (Gerland, Alain, Ait Saadi, & Mendez, 1997) à différentes températures entre 200°C et 500°C.

D’après ces auteurs, le DCS s’accompagne de la transformation progressive de la microstructure (type Corduroy) du matériau du fait de sa faible énergie de faute d'empilement, de la faible amplitude du chargement uniaxial, du glissement planaire des dislocations et de l’évolution du vieillissement dynamique. Ce dernier phénomène est dû à l’interaction entre les dislocations et les atomes interstitiels de carbone et d’azote. Nous ne disposons que des pourcentages massiques de carbone et d’azote et ne pouvons pas connaître le pourcentage de ces éléments en solution. La microstructure de type corduroy serait le résultat de l’accumulation de débris laissés par le glissement planaire des dislocations lors du cyclage.

Plusieurs auteurs(Lukáš & Kunz, 2001), (Hauet, Taleb, & Taheri, 2009), relient le DCS observé à la température ambiante, à la formation de structures, de cellules et de labyrinthes ou des macles. Nous pensons que ces phénomènes sont présents dans notre matériau.

Le DCS a été observé sur le cuivre par (Mughrabi, 1999) qui le considère comme une caractéristique des matériaux à structure Cubique à Faces Centrées. Toutefois, aucune corrélation directe n’a été établie entre le DCS et la durée de vie en fatigue (Gerland, Alain, Ait Saadi, & Mendez, 1997).

III.1.4.2 Prépondérance de l’effet du pré-écrouissage sur l’amplitude de déformation