Généralités

4.2 Comportement mécanique en température

1000 800 600 400 200 0

0.6 0.5 0.4 0.3 0.2 0.1 0.0

T = 203 K (-70 °C) T = 293 K (20 °C) T = 473 K (200 °C) T = 573 K (300 °C) T = 1173 K (900 °C)

800 600 400 200 0

Contrainte Vraie (MPa)

0.6 0.5 0.4 0.3 0.2 0.1 0.0 Déformation Vraie T = - 70 °C (203 K) T = 20 °C (293 K) T = 200 °C (473 K) T = 300 °C (573 K) T = 900 °C (1 173 K)

1.0 0.8 0.6 0.4 0.2

^rupt 800 600 400 200 0

d = 40 µm d = 370 µm T = 550 ° T = 650 °

4.2 Comportement mécanique en température

4.2.2 Comportement mécanique quasi-statique en traction

4.2.2.1 Généralités

La figure4.28présente l’évolution de la contrainte d’écoulement pour un panel de cinq

tempé-ratures différentes (T = -70 °C, 20 °C, 200 °C, 300 °C, 900 °C) et deux tailles de grains, d égal à

370µm et 40µm. A noter que la déformation s’étend jusqu’à un niveau deεégal à 1 pour d égal à

40µm et T égal à 900 °C mais que pour des raisons de commodité, le graphique a été tronqué.

Contrainte Vraie (MPa)

Déformation Vraie

(a) d = 40µm

(b) d = 370µm

Figure 4.28: Courbes de traction pour 5 températures différentes et deux tailles de grains : a) 40µm

b) 370µm

On observe que la contrainte d’écoulement s’abaisse à mesure que la température augmente, à

l’inverse de l’allongement à rupture qui augmente. En outre, le taux d’écrouissage ne semble pas à

première vue être affecté par l’augmentation de la température sauf pour T égal à 900 °C mettant

en évidence une modification éventuelle des mécanismes de déformation.

Par ailleurs, il apparaît que diminuer la taille de grain augmente très sensiblement l’allongement

à rupture puisque pour une même température de 900 °C, celui-ci passe de εégal à 0,25 pour un

diamètre de grain de 370µm àεégal à 1,06 pour d égal à 40µm. Il en va ainsi sur toute la gamme

de températures d’essai dès lors que T est supérieure à 200 °C (473 K). Ce résultat est en bon

accord avec les observations effectuées par Wooet al.sur un alliage c.f.c. de Al-4Mg-0,4Sc à une

température de 450°C, pour des tailles de grains comprises entre 67µm et 100µm [Woo et al. 2003].

La figure4.29présente l’évolution de la déformation à rupture,ε

en fonction de la

tempéra-ture.

Déformatio

n à rupture

, ε

Température (°C)

Figure 4.29: Evolution de la déformation à rupture,ε

en fonction de la température pour deux

tailles de grains sur des échantillons d’alliage Ni20wt.%Cr d’épaisseur 1,6 mm

Pour les deux tailles de grains, l’allongement à rupture ne varie pas ou peu pour des

tempéra-tures comprises entre -70 °C et 20 °C avant d’augmenter sensiblement lorsque la température est

égale à 200 °C. L’allure des courbes obtenue est sensiblement la même pour les deux diamètres de

grains. Pour un diamètre de grain de 40 µm, l’allongement à rupture augmente sensiblement dès

que la température atteint 200 °C (ε

= 0,45) puis croît lentement jusqu’àε

égal à 0,6 pour T

égal à 550 °C . Pour d égal à 370 µm, ε

décroît légèrement de 0,6 pour T égal à 200 °C à 0,5

pour T égal à 650 °C. Passé ces points, les différences entre les courbes se font plus marquées :

d = 40µm ,ε

chute fortement jusqu’à une valeur de 0,39 atteinte pour T égal à 650 °C avant de

croître à nouveau de façon très forte jusqu’à 1,02 pour T pour 900 °C

d = 370µm ,ε

chute brusquement à 0,16 pour T égal à 800 °C puis augmente légèrement

jus-qu’àε

égal 0,23 pour T égal à 900 °C

Ainsi, le trou de ductilité présenté4.27est bien observé pour l’alliage Ni20wt.%Cr . Toutefois, sa

température d’apparition ainsi que la chute observée de ε

semble fortement dépendante de la

taille de grains.

Les températures correspondant au trou de ductilité (650 °C et 800 °C) coïncident avec les

changements notables d’écrouissage observés sur les courbes de traction, ce qui suggère une

modi-fication des mécanismes de déformation. Cela est d’ailleurs en bon accord avec les travaux de

Du-dovaet al.qui établissent la température de transition autour de 700 °C pour un alliage Ni20wt.%Cr

[Dudova et al. 2009]. En dessous de la valeur critique, le mécanisme de déformation est de type

diffusion d’atomes de nickel en « tunnel » (pipe diffusion) dans une solution solide de Ni-20%Cr,

au delà il s’agit d’un mécanisme de montée des dislocations contrôlé par la diffusion des atomes

de nickel dans la solution solide. Par ailleurs, Dudovaet al.mettent en évidence l’existence d’un

mécanisme de déformation avec seuil de contrainte à l’instar de celui existant pour les alliages

dis-persoïdes. Leurs observations en microscopie électronique à transmission ne mettant en évidence

aucune particule de taille supérieure à 7 nm, ils s’appuyent sur l’existence probable de zones d’ordre

à courte distance pour expliquer ce comportement jusqu’à une température de 700 °C. Au delà, des

barrières de type Lomer-Cottrell expliqueraient le comportement observé et la différence de la

va-leur de contrainte seuil. Cependant, ils n’ont pu observer aucune zone d’ordre directement [Dudova

et al. 2009]. Marucco et Nath avancent également l’hypothèse d’une compétition entre les

méca-nismes de déformation et les mécaméca-nismes de recristallisation, voire de mise en ordre, opérant à

ces températures [Marucco et Nath 1988]. Cependant, nos essais en DSC révélent que l’ordre au

sein de l’alliage Ni20wt.%Cr n’est plus stable au delà d’une température d’environ 570 °C pour

l’épaisseur 1,6 mm (figure2.12a). Ceci est donc en contradiction avec la persistance d’une valeur

de contrainte seuil identique jusqu’à 700 °C due à de l’ordre à courte distance. De plus, au cours de

nos essais mécaniques, les éprouvettes ne sont mises en charge qu’après avoir été stabilisées une

heure à la température de consigne. Or, on observe bien une transition de comportement pour une

température aux environs de 700 °C. Enfin, l’analyse plus précise des résultats obtenus révèle une

modification de la température de transition en fonction du diamètre de grain qui n’est pas

expli-quée simplement par l’existence de l’ordre à courte distance. Par ailleurs l’ampleur de ce trou de