Instabilité plastique dans des aciers TWIP

A température ambiante, l’instabilité plastique est observée dans des aciers FeMnC dans un large domaine de vitesses de déformation appliquée, comme le montre la Figure 1-16.Les sauts de contraintes qu'on observe sur les courbes de déformation sont associés à la nucléation des bandes de déformation à la surface de l’échantillon. Elles ont été mises en évidence par

45 plusieurs auteurs via des techniques d’extensométrie locale à haute résolution [LEBE09, CHA10] ou de corrélation d’images digitales [REN10].

Figure 1-16. Courbes de traction d’un acier TWIP Fe22Mn0.6C pour différentes vitesses de déformation appliquées, à température ambiante ; présence d’instabilités plastiques à toutes les vitesses et sensibilité négative à la vitesse de déformation [CHA10].

On remarquera au travers de la Figure 1-16 que les fluctuations de contrainte sont similaires à celles du type A de l’effet PLC, à savoir des montées suivies de chutes de contrainte et des périodes de déformation relativement lisse. Cette figure montre également la sensibilité négative à la vitesse de déformation appliquée de la contrainte d’écoulement de ces aciers. Pour ces raisons, l’instabilité plastique de aciers TWIP est généralement associée à l’effet PLC, et donc au mécanisme de vieillissement dynamique ; voir par exemple [REN10, DEC12, LEE11].

Néanmoins, ce mécanisme semble être bien établi seulement pour des températures aux alentours de 150-200°C [BEL09, WAN11]. A température ambiante, plusieurs différences peuvent être identifiées entre l'instabilité observée dans les aciers TWIP et les caractéristiques de l’effet PLC classique. Par exemple, l'application de la méthode de l'extensométrie locale [CHA10] a permis de montrer que les bandes de déformation ont un caractère propageant

persistant sur tout le domaine de vitesses de déformation étudié, s’étendant de

à . Comme on l’a vu dans la partie 1.2.1.2, les bandes de type A de l’effet PLC sont les seules affichant un caractère dynamique, les bandes de type B et C ayant un caractère statique. Cependant, les bandes de type A ne sont observées qu’à grande vitesse

46

de déformation (typiquement supérieures à 10^-3 s^-1), les bandes de type B et C apparaissant

lorsque la vitesse de déformation diminue, alors que l’on voit bien sur la Figure 1-16 que dans le cas de l’acier TWIP, des fluctuations de contraintes ayant les mêmes caractéristiques sont observées à toutes les vitesses de déformation appliquées. De plus, ces mêmes auteurs montrent que lorsqu'on réduit la vitesse de déformation appliquée, la vitesse de propagation des bandes de déformation des aciers TWIP diminue et atteint des valeurs très petites (quelques dixièmes de mm/s) ([CHA10], [LEBE09]) alors que les bandes de type A se déplacent bien plus rapidement (la vitesse minimale observée est de quelques mm/s).

Par ailleurs, comme on l’a vu dans la section1.2.1.2, la sensibilité négative à la vitesse de déformation, bien que conditionnant la manifestation de l’effet PLC, n’est pas une caractéristique uniquement particulière à ce mécanisme.

Malgré ces contrarguments, l'hypothèse de l'effet PLC est la plus élaborée pour interpréter les instabilités dans les aciers TWIP ; à noter qu'elles apparaissent après l’atteinte d’une certaine

déformation critique . Ce paramètre peut être d’une grande importance pour éclaircir les

mécanismes responsables des instabilités.

Effectivement, considérant les fondements de la théorie du vieillissement dynamique, une

relation phénoménologique entre la déformation critique , la concentration de solutés, la

température, et la vitesse de déformation (voir équation 1-9) a été proposée dans [NAK70]. Elle permet d’estimer l’énergie d’activation des processus thermiquement activés responsable des fluctuations de contrainte. La déformation critique pour le début de l’instabilité apparaissant dans cette équation est donc un élément essentiel dans la détermination du rôle des interactions entre les dislocations et les atomes de soluté. En effet, étant donné que le vieillissement dynamique est un processus contrôlé par la diffusion des atomes de soluté, on s’attend à ce que l’énergie d’activation pour le début des fluctuations de contrainte soit du même ordre de grandeur que celle de la diffusion globale du carbone dans les aciers considérés.

̇ (

^{) 1-9}

où : ̇ est la vitesse de déformation

, et sont des constantes empiriques

47 est l’énergie d’activation pour les processus thermiques responsables des instabilités

est la constante des gaz parfaits est la température

est la déformation critique pour le début de l’instabilité plastique

Plusieurs auteurs ont mesuré ces énergies d’activation et des différences relativement importantes apparaissent entre les valeurs. Elles ont par exemple été évaluées à environ 15

kJ.mol^-1 dans des alliages Fe22MnCN [ALL04, BRA07, KUN08], à 60 kJ.mol^-1 [SHU92] et

104 kJ.mol^-1 [DAS81] dans des aciers Hadfield. Ces différences pourraient s’expliquer par les

difficultés rencontrées pour identifier , qui est déterminée comme le début des fluctuations

de contrainte sur les courbes de déformation. En effet, vu que ces fluctuations n'apparaissent pas brusquement mais se développent progressivement, les résultats de mesures peuvent dépendre fortement de la résolution expérimentale.

Il se trouve que les estimations de l’énergie d’activation sont de manière générale bien faibles lorsqu’on les compare avec l’énergie d’activation pour la diffusion du carbone. En effet,

l’énergie d’activation pour la diffusion du carbone dans ces aciers a été estimée à 172 kJ.mol^-1

d’après [SHU92] et à environ 140-150 kJ.mol-1

par [DAS81]. Ces valeurs sont d’un ordre de grandeur plus élevées que les estimations de l’énergie d’activation des processus thermiquement activés relevées dans les aciers TWIP. L’apparition des instabilités ne peut en conséquence pas être expliquée par un mécanisme de vieillissement dynamique classique caractérisé par l’épinglage et le désancrage des dislocations par les atomes de carbone. Certains auteurs ont proposé que la présence des instabilités pouvait être reliée à la diffusion à courte portée des atomes de carbone dans le cœur des dislocations, l’énergie d’activation de ce processus étant plus faible que celle de la diffusion massive [BAL70] et se rapprochant de l’ordre de grandeur de l’énergie d’activation mesurée pour les aciers TWIP [DAS81]. Ces mêmes auteurs ont également suggéré que le mécanisme des instabilités pouvait être relié à une interaction complexe entre les dislocations et les dipôles Mn-C, explication peu probable compte-tenu du fait que des instabilités de même type sont présentes dans des aciers austénitiques ne contenant pas de manganèse [ALL08].

Une autre approche pour interpréter les instabilités est basée sur l’observation de cinématiques inhabituelles de bandes de déformation dans l'acier Fe22Mn0.6C à température ambiante. Cette approche a conduit les auteurs [CHA10, LEBE09] à suggérer que les macles ne contribueraient pas seulement à l’écrouissage mais également aux mécanismes gouvernant

48 l’instabilité plastique. Vu que le maclage peut conduire dans certaines conditions aux instabilités plastiques, comme souligné dans la section 1.2.1.3, ce mécanisme a été considéré comme pouvant être à l’origine des fluctuations. Afin d’expliquer la propagation de la déformation, il est possible de supposer que le maclage démarre dans une région donnée, puis va initier la nucléation de macles dans les sites voisins et va ainsi progresser dans les régions vierges de l’échantillon [LEBE09]. En effet, la formation d’une macle implique un mouvement coopératif d’un grand nombre d’atomes et de dislocations partielles pendant une courte période de temps, puis une forte relaxation des contraintes locales a lieu. Des preuves expérimentales de ce procédé ont été données par Vinogradov et al. lors de mesures d’émission acoustique sur un alliage Cu-Ge [VIN03]. Par ailleurs, Barnett et al. [BARN12] ont récemment montré, au travers de l’analyse de la microstructure d’alliages de magnésium déformés en compression, que les macles pouvaient se propager entre grains voisins par un mécanisme de relaxation des contraintes. Les fortes contraintes induites à l’extrémité d’une macle au niveau d’un joint de grain déclencheraient ainsi la nucléation d’une nouvelle macle qui relaxerait ces contraintes et se propagerait dans le grain voisin.

Cependant, Allain [ALL04] a estimé que la fraction de macles dans les aciers TWIP FeMnC n’était pas suffisante pour que le maclage puisse accommoder seul la déformation accumulée pendant les sauts de déformation. Il suggère que seul le glissement des dislocations soit en mesure d’expliquer le grand allongement de ces aciers. Il est donc plus probable que le mécanisme responsable des instabilités implique à la fois les dislocations et les macles. Notamment, on pourrait considérer que le champ de contraintes associé aux incompatibilités de déformation entre la macle et le reste du cristal soit une source importante de création de dislocations, promouvant ainsi la propagation des bandes de déformation.