c Evaluation des contraintes isotrope et cinématique en cours de déformation plastique

À l'aide d'un essai de traction à vitesse de déformation donnée au cours duquel on effectue des cycles de déchargement - rechargement suffisamment profonds pour faire apparaître la plasticité en compression, on peut évaluer les composantes isotrope et cinématique du matériau, à l’échelle macroscopique, en suivant la méthode de dépouillement de Cottrell-Dickson (Dickson, 1984). Les points de déchargements ont été choisis à 0,3% - 1% et 2,3% de déformation plastique cumulée et les détails des essais et de leur dépouillement sont présentés en annexe 5.

Par rapport aux évaluations sommaires effectuées à 500°C qui montraient une disproportion assez inhabituelle entre une contrainte isotrope très petite et une contrainte cinématique exagérément grande (554 MPa pour 570 MPa de contrainte d'écoulement), à température ambiante ces deux composantes de la contrainte interne tendent à s'équilibrer. À

la vitesse de 10-4

s-1

, on trouve R(εp) = 400 MPa et [X]= 380 MPa pour une contrainte

d'écoulement de 880 MPa, à 10-6

s-1

on trouve R(εp) = 330 MPa et [X]= 430 MPa pour une

contrainte d'écoulement de 835 MPa.

On constate donc qu'à plus basse température, la renversabilité de la déformation plastique, à l’échelle macroscopique, est beaucoup moins aisée qu'à haute température, donc les microstructures plus stables et plus enchevêtrées. Ainsi les sources de Frank-Read et leurs empilements associés ne sont pas en mesure de « revenir en arrière », ou bien ils le font de manière isolée, erratique et jamais suffisamment coordonnée pour provoquer une plasticité macroscopique négative pour de faibles déchargements. Ces configurations participent donc à la composante isotrope de la contrainte. Par ailleurs, cette composante croît avec le caractère

pour la contrainte cinématique qui est d'autant plus importante que les configurations de dislocations sont structurées pour s'opposer à la sollicitation appliquée : c'est le cas après restauration, pendant une déformation lente ou en fluage après l'application d'une même contrainte pendant de nombreuses heures.

Figure VIII-9 : Bouffées de plasticité pendant la mise en charge, et cycles déchargement – rechargement qu’elles provoquent au-delà de la limite d’élasticité.

Figure VIII-10 : Premiers stades de la relaxation : rapide décrément de contrainte suivi de cycles déchargement – rechargement de faible amplitude (_{Δσ ≈ 1 MPa).}

150°C – 20°C.

Les mesures d'énergie et de volume d'activation à basse température ont été

rassemblées pour la microstructure AA dans les tableaux VIII-3 pour εp = 0,2 % et VIII-4

pour εp = 1,4 %.

Tableau VIII-3 : Vitesses d’écoulement plastique mesurées sur les essais de relaxation à

ε

p=0,2%, et valeurs de ΔHa et Va qui en découlent. Microstructure AA.

150°C

ε

p = 0,2% ΔHa (kJ/mole) 20°C

ε

p= 0,2% 700 MPa 10-2 s-1 171 4.10-12 s-1 750 MPa 10-2 s-1 201 10-9 s-1 0,2% 1,1 nm3 /at 0,46 nm3 /at

Tableau VIII-4 : Vitesses d’écoulement plastique mesurées sur les essais de relaxation à

ε

p=1,4%, et valeurs de ΔHa et Va qui en découlent. Microstructure AA.

150°C

ε

p = 0,4% ΔHa (kJ/mole) 20°C

ε

p= 0,4% 700 MPa 1,5.10-8 s-1 104 4.10-14 s-1 750 MPa 10-3 s-1 184 8.10-13 s-1 800 MPa 30 s-1 219 2.10-10 s-1 1,4% 1,35 nm3/at 0,44 nm3/at

Contrairement à ce qui se produit à haute température, les résultats à basse

température semblent peu dépendre de

_ε

p, surtout à 20°C.

Comme on peut s'y attendre, les énergies d'activation sont plus faibles qu'à haute température (tableaux V-1 et V-2) et les volumes d'activation sont plus importants : c'est le propre des mécanismes de plasticité beaucoup plus fortement stimulés par la sollicitation

mécanique que par l'activation thermique. C'est le cas à basse température.

Par contre, des singularités sont à souligner :

- Les courbes de relaxation se translatent vers les plus fortes contraintes en restant

parallèles entre elles lorsque le

_ε

p cum augmente aussi bien à 150°C qu'à 20°C. Le volume

d'activation apparent pour la plasticité reste donc constant et insensible à la multiplication des dislocations. Le comportement normal serait qu'ils décroissent avec l'écrouissage comme il avait été observé à 500°C (figure IV-13).

- Les volumes d'activation apparents sont beaucoup plus grands à 150°C qu’à 20°C. Ceci pourrait être expliqué par la cinétique plus rapide des mécanismes de blocage à 150°C en raison de la transition vers le mode traînage de fractions volumiques croissantes de l'éprouvette. La cinétique d'ancrage des dislocations est nécessairement plus lente à 20°C, et les contraintes appliquées plus importantes, ce qui tend à entretenir le mouvement des dislocations et donc à retarder voire interdire le blocage.

- Si l’on retient pour valeur du volume d’activation pour le mode friction Va1 (figure

II-10), celle de 1,2 nm 3

/at mesurée en moyenne à 150°C, on remarque qu’elle n’est que 3 à 4 fois celle du mode traînage mesuré à 600°C (voir § IV-1b)

- Les énergies d’activation apparentes mesurées croissent avec la contrainte. De nouveau, il s’agit là d’une anomalie puisque cela impliquerait un volume d’activation négatif. En fait, c’est le blocage des mécanismes de plasticité qui est activé et non leur stimulation.

Enfin, nous pouvons porter la valeur de 170 kJ/mole, valeur moyenne de l'énergie d’activation que nous avons trouvée pour la plasticité entre 150°C et 20°C sur le diagramme de synthèse de la figure VIII-11, qui n'est autre que le plan de projection horizontal de la surface représentative du domaine de l'anomalie décrite aux figures II-1 et II-3.

Figure VIII-11 : Energies d’activation caractéristiques du domaine PLC pour divers interstitiels.

La partie gauche, « haute température » de ce schéma avait été construite précédemment (figure VI-12). Cette ligne représenterait la borne inférieure du domaine de

plus basse température encore, la droite correspondant aux crochets de traction observés par

Santhaman et Reed-Hill (1971) dans le Ti α en relation avec l'interstitiel H. On verra en effet,

au paragraphe suivant sur le fluage, qu'à température ambiante, l'hydrogène, très mobile joue un rôle important dans la plasticité de ces matériaux ainsi que l'a montré F. Mignot (2003).

VIII.3. F

LUAGE

À température ambiante, les contraintes étudiées lors d'essais de fluage sont 840, 860, 880 et 900 MPa.

Tableau VIII-5 : Essais de fluage à température ambiante : conditions d'essais et résultats.

Eprouvette N° Microstructure _{prélèvement} Sens de Contrainte _nominale t AAT5R AA Tangentiel 840 MPa pas de rupture _{après 2850 h}

AAT8R AA Tangentiel 860 MPa 835 h

AAT13R AA Tangentiel 880 MPa 10 h

AAT14R AA Tangentiel 900 MPa 52 min

AAT22

(mise en charge en 10s) AA Tangentiel 900 MPa 4h10

Pour la plus élevée des contraintes, 900 MPa, deux essais ont été réalisés. Le premier a été effectué avec la machine de fluage à poids mort, c'est-à-dire avec une mise en charge non contrôlée. Puis, l'essai a été renouvelé avec la machine de fluage modifiée telle qu'elle est décrite dans la procédure expérimentale (annexe 2). Il a alors été choisi d'utiliser la même mise en charge que pour l'essai de fatigue-fluage afin de pouvoir comparer les durées de vie pour les deux types de sollicitation : la charge passe de 0 à la valeur nominale de 900 MPa en 10 s (

!

˙

" = 90 MPa.s#1).

On peut remarquer tout d'abord que la durée de vie est sensiblement plus élevée pour l'essai de fluage à 900 MPa dont la mise en charge était contrôlée. Dans ce cas, la vitesse de déformation est inférieure d'un facteur 2,5 environ. Ce résultat confirme bien la sensibilité à la vitesse de sollicitation du matériau et au trajet de chargement de ce type de matériau.

Pour les contraintes de 900 et 880 MPa, les durées de vie sont très courtes : respectivement 52 min et 4h10 à 900 MPa, et 10 heures à 880 MPa.

Dans le document Viscoplasticité et microstructures d'un alliage de titane : effets de la température et de la vitesse de sollicitation (Page 195-200)