Chapitre II : SYNTHESE ET INTERPRETATION
R EGIME DE TRAINAGE DYNAMIQUE
IV.6. E SSAIS DE RELAXATION A 400°C, 500°C PUIS 450°C
L'essai de relaxation avec rechargements successifs effectué à 400°C (figure IV-27), a en fait été poursuivi par des rechargements additionnels exploratoires à 500°C dans un premier temps, puis à 450°C, effectués sur la même éprouvette.
Figure IV-27 : Essai de relaxation à 400°C, 500°C et 450°C. Microstructure AA, prélèvement tangentiel. Courbes de rechargement σ=f(ε).
À 500°C, les courbes de relaxation (figure IV-28) confirment et prolongent vers les plus grandes déformations les résultats précédents (figure IV-13) : en effet, la déformation plastique cumulée se situant entre 4% et 5 %, l'amplitude du stade II n'est plus que de 300 (en terme rapport de vitesse), et cette transition vers le stade III s'étale sur une cinquantaine de MPa.
Figure IV-28 : Relaxation avec rechargements multiples à 500°C (même éprouvette que l'essai à 400°C après !"ch= 3,4 %). Microstructure AA, prélèvement tangentiel. Vitesse de déformation plastique en fonction de la contrainte.
Figure IV-29 : Relaxation avec rechargements multiples à 450°C (même éprouvette que l'essai à 400 et 500°C après !"ch= 4,8 %). Microstructure AA, prélèvement tangentiel. Vitesse de déformation plastique en fonction de la contrainte.
pour des déformations plastiques de mise en charge de 0,2% et 1%. Lors de la seconde remise en charge, la courbe de traction se place dans le prolongement de la courbe de mise en charge précédente, l'arrondi qui apparaissait à 500°C a disparu et aucun crochet de traction n'est encore observé, alors qu’il est visible sur les rechargements à 400°C. Des instabilités de contrainte d’écoulement apparaissent immédiatement, mais leur amplitude est moindre qu’à 500°C.
Quant aux courbes de relaxation (figure IV-29), elles présentent entre stade II et stade III, une plage de transition assez étalée qui se traduit par un arrondi prononcé des courbes : cet effet doit être attribué à la valeur importante de la déformation plastique cumulée (4,8 %) et
non à la température. Le stade III semble s'établir vers 600 MPa pour une vitesse de 10-9
s-1
alors qu'à 500°C, la vitesse était 100 fois supérieure (10-7
s-1
). La vitesse d'écoulement plastique en mode traînage à cette température devient tellement faible qu’elle est difficilement mesurable expérimentalement, le bruit devenant supérieur au signal lorsque la
vitesse approche 10-10
s-1 .
Les essais de relaxation à 400°C dont les mises en charge figurent au début de la figure IV-27 seront présentés et analysés dans le chapitre suivant.
IV.7. C
ONCLUSIONSÀ 600°C, les courbes de relaxation se confondent toutes en une seule courbe maîtresse correspondant au mode traînage, et le mode friction ne semble apporter de contribution à la plasticité qu'au cours de la mise en charge et des tous premiers stades de la relaxation. La SRS est positive.
Les microstructures de dislocations observées par MET après relaxation à 600°C jusqu'à une contrainte appliquée de 90 MPa, révèlent bien la présence de structures de blocage telles que de nombreuses dislocations en position coin, mais également en nombre au moins égal, la présence de configurations mobiles telles que des sources de Frank-Read produisant de nombreux arcs de dislocations ancrés par des obstacles extrinsèques.
À cette température, la restauration dynamique est importante et rapide ainsi qu'en témoignent les courbes de relaxation, sur lesquelles la contrainte baisse de 400 MPa en 20 h, ainsi que les faibles densités de dislocations rencontrées dans les examens post mortem après 4% de déformation plastique.
Par ailleurs, l'examen détaillé des courbes de chargement, aussi bien que des courbes de relaxation, révèle la présence d'accidents plastiques brefs et violents (« strain bursts ») en grand nombre qui s'affaiblissent en amplitude, tout en conservant leur fréquence, mais ne disparaissent pas lorsqu'on abaisse la vitesse par un facteur 1000.
À 500°C, les courbes de relaxation commencent à se distinguer au cours des cycles de rechargements successifs, mais conservent une large partie commune à basse vitesse, caractéristique du comportement haute température où le mode traînage semble l'emporter. Les mises en charges successives se décalent vers les plus fortes contraintes, signe d'un taux d'écrouissage croissant. Par contre, la SRS s'abaisse pour approcher de 0.
Les examens détaillés des courbes de chargement incitent à conclure que les importants et soudains accès de plasticité (« strain bursts ») provoquant des déchargements de plusieurs dizaines de MPa résultent d'une coordination spatio-temporelle des événements élémentaires. Sont ainsi impliquées, dans ces bouffées de plasticité, des mésostructures s’étendant vraisemblablement à plusieurs grains ou portions de grains qui se plastifient de manière coordonnée, par suite de phénomènes d'avalanches. Ces bandes, où il se produit une déformation plastique très localisée et très intense, induisent dans leur voisinage des contraintes élastiques résultant des incompatibilités locales de déformation. D’intenses gradients locaux de contrainte sont ainsi engendrés à l’intérieur du matériau. Ces derniers s’avèrent capables de provoquer une renversabilité partielle de la déformation plastique, également facilitée par le déchargement, pourtant faible, du système de mise en charge.
Les accidents plastiques ne disparaissent pas aux plus basses vitesses, cependant leur amplitude décroît. Par contre, leur organisation augmente lorsque la température passe de 600°C à 500°C et/ou lorsque la vitesse de sollicitation augmente.
On constate donc que ce matériau, à cette température, présente un effet Bauschinger considérable puisque le déchargement de quelques MPa peut provoquer un retour en arrière de la plasticité. Les mésostructures constituées au cours des événements de plasticité se produisant lors de serrations PLC provoqueraient donc un écrouissage cinématique majoritaire associé un écrouissage isotrope très réduit.