Influence de la température d’essai sur l’endommagement et la rupture

Pour les éprouvettes rompues au-dessus de la température ambiante (50 et 150 °C), l’observation des faciès de rupture à l’œil met en avant une forte striction et une rupture slant. Au MEB, le délaminage est moins marqué qu’à température ambiante (Figure III-15-b), c) et d)). La

2 µm 1 µm 2 µm TD ND TD ND

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rupture est complètement ductile (Figure III-16). Pour l’éprouvette rompue à -50 °C, la rupture macroscopique est plate sans délaminage, et similaire à celle de l’UFG 780, rompu à température ambiante (Figure III-15-a)). Microscopiquement, la rupture est complètement interfaciale (Figure III-17-a)). De plus, quelques fines facettes de clivage, associées aux grains de ferrite α, sont présentes (Figure III-17-b)). En remontant les rivières, il apparaît que le clivage s’amorce aux joints de grains et non au cœur du grain. Ces facettes de clivage pourraient alors être une conséquence de l’amorçage de fissures interfaciales. Ce clivage ne serait donc pas nécessairement lié à des défauts internes des grains de ferrite α.

a) b) c) d)

Figure III-15 : Faciès de rupture à l’échelle macroscopique sur éprouvettes lisses (sollicitation suivant TD), observés au MEB sur la nuance UFG 760 bis en fonction de la température d’essai, a) -50 °C, b) 22 °C, c) 50 °C, d) 150 °C (plan RD/ND)

a) b)

Figure III-16 : Faciès de rupture observés au MEB sur éprouvettes lisses (sollicitation suivant TD), sur la nuance UFG 760 bis, a) rupture à 50 °C, b) rupture à 150 °C

a) b)

Figure III-17 : Faciès de rupture observés au MEB sur éprouvettes lisses (sollicitation suivant TD), sur la nuance UFG 760 bis rompu à -50 °C, a) vue générale, b) trois facettes de clivage (en rouge : zone d’amorçage du clivage)

200 µm 200 µm 200 µm 200 µm 5 µm RD ND 5 µm RD ND 2 µm RD ND 1 µm RD ND

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Concernant l’endommagement, à -50 °C, de petites cavités sont observées, localisées aux interfaces ferrite-martensite (Figure III-18-a)). Elles semblent plus nombreuses qu’à température ambiante. A ces cavités s’ajoutent quelques fissures de l’ordre du micromètre parallèles à la surface rompue qui correspondent à des fissures secondaires qui se sont partiellement propagées mais qui n’ont pas conduit à la rupture globale de l’éprouvette. A 50 °C, quasiment aucune cavité n’est observée (Figure III-18-b)). Il en est de même à 150 °C (Figure III-18-c)). Toutefois, en comparaison des éprouvettes rompues à température ambiante et à 50 °C, la structure en bandes de l’éprouvette rompue à 150 °C est beaucoup plus fine et orientée dans la direction de sollicitation, probablement en raison de la plus grande striction lors de cet essai, comme l’a montré la réduction d’aire à rupture (Tableau III-4).

Enfin, l’observation des micrographies montre qu’il n’y aucune trace de martensite sur l’éprouvette rompue à 150 °C, même près de la surface de rupture. Combiné à la Figure III-7, cela montre que l’austénite retenue n’apporte aucun écrouissage au matériau. De plus, la présence d’un plateau de Lüders sans effet TRIP confirme que pour ces nuances, l’origine de ce plateau est une origine « classique », à savoir un ancrage des dislocations sur les solutés.

a) b)

c)

Figure III-18 : Micrographie MEB sur éprouvettes lisses (sollicitation suivant TD) sur la nuance UFG760 bis sollicitée à

a) -50 °C (cercle rouge : zone avec cavité), b) 50 °C, c) 150 °C

L’étude combinée des faciès de rupture et de l’endommagement montre que contrairement aux nuances UFG 740, UFG 760 bis et UFG 760, la rupture sur l’UFG 780 ne s’amorce pas sur une inclusion. Elle débute par une microfissure interfaciale qui va ensuite se propager et casser un joint interphase puis cette microfissure va s’émousser, former une cavité qui va croître de manière ductile.

Ce mode de rupture se retrouve sur l’UFG 760 bis, à plus basse température. En effet, l’amorçage de la rupture s’y fait également aux interfaces ferrite-martensite. Avec la diminution de la température, le nombre de facettes interfaciales à l’intérieur des cupules ductiles pourrait alors augmenter car la microfissure pourrait se propager sur une plus grande distance de cette manière.

2 µm RD ND 2 µm RD ND RD ND 2 µm

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La formation des cupules ductiles serait donc retardée et elles auraient moins la possibilité de croître. En dessous d’une température seuil, la formation des cupules ductiles n’aurait alors plus lieu et la rupture serait exclusivement interfaciale. L’étude, dans la section 3.2. de ce chapitre, des éprouvettes Charpy rompues permettra d’aborder et d’illustrer ce dernier point plus en détail.

1.5. Synthèse

Les essais de traction simple ont mis en évidence la sensibilité de la famille UFG à la température de recuit, en raison des variations de stabilité de l’austénite formée pendant le recuit intercritique. La perte de ductilité et l’augmentation de la résistance, quand la température de recuit augmente, sont cohérentes avec la littérature. En présence d’austénite retenue (nuances UFG 740, UFG 760 bis et UFG 760), deux phénomènes d’instabilités plastiques ont été observés : propagation d’une bande de Lüders puis de plusieurs bandes PLC. L’apparition de la bande de Lüders semble correspondre à un phénomène de vieillissement statique classique. A partir de ces essais, deux sous-familles se distinguent :

- celle avec la nuance UFG 780, qui présente une microstructure principalement ferrite/martensite et dont la martensite est présente avant déformation ;

- celle avec les nuances UFG 740, UFG 760 bis et UFG 760, qui présente une microstructure ferrite/austénite retenue avant déformation puis ferrite/martensite/austénite retenue après déformation (et ferrite/martensite sous la surface de rupture).

Cette distinction est importante lorsque l’on s’intéresse à l’endommagement et au comportement à rupture. En effet, alors que les interfaces ferrite/martensite de la nuance UFG 780 rompent, celles-ci ne rompent pas sur les nuances UFG 740, UFG 760 bis et UFG 760. Plus précisément, l’UFG 780 ressemble à un « super-DP ». A température ambiante un mélange de rupture interfaciale, amorcée aux interfaces ferrite/martensite, et de rupture ductile est observé. Cette rupture interfaciale, déjà présente à température ambiante, pourrait être amplifiée à plus basse température : les microfissures vont se propager sur une certaine distance sans s’émousser en cavités de rupture ductile, conduisant, en-dessous d’une certaine température, à une rupture complètement interfaciale. En raison de la faible quantité de matière disponible, il n’a pas été possible de confirmer ce raisonnement.

Les trois autres nuances, une fois déformées, sont des quasi-DP dont les interfaces ferrite/martensite ne rompent pas. Deux principales hypothèses pourraient expliquer ce résultat : l’effet TRIP pourrait diminuer les incompatibilités de déformation à l’interface ou bien il existe un effet d’histoire sur les interfaces ferrite/martensite (ex-austénite retenue) dans ces trois nuances.

Enfin, en plus de l’important effet de la température de recuit, ces essais ont également montré que la température d’essai modifiait grandement le comportement mécanique et à rupture de la famille UFG (cf. l’UFG 760 bis L rompu à -50 °C qui se rapproche de l’UFG 780 L rompu à température ambiante).

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2. Comportement mécanique sous sollicitations