Propri´ et´ es m´ ecaniques

L’intérêt porté aux alliages à haute entropie est principalement dû à leurs propriétés mécaniques,

renforcées le plus souvent par une stabilité structurale sur une plage importante de températures. Le

durcissement par solution solide suppos´e plus important pour les AHE que pour les alliages

conven-tionnels, l’absence de phases fragilisantes, sont autant de points permettant d’atteindre un niveau

´

elevé de déformation homogène. Malgré d’excellentes propriétés mentionnées pour certains alliages

réfractaires, l’analyse proposée s’intéressera uniquement aux alliages cfc, objet central de ce travail.

L’alliage équimolaire monophasé CoCrFeMnNi a été étudié de manière approfondie en traction

monotone [36]. Il présente une limite d’élasticité assez modeste (entre 150 et 410 MPa selon la taille

de grains) et une élongation à la rupture très importante (jusqu’à 60%). Cependant, l’évolution du

comportement de cet alliage avec la temp´erature est inhabituelle.

1.4.1 Propriétés mécaniques de l’alliage équimolaire CoCrFeMnNi

Les premiers essais de traction sur l’alliage CoCrFeMnNi ont été réalisés par Gali et George [44].

Ceux-ci montrent que la résistance à la rupture et la limite d’élasticité sont fortement dépendantes de

la temp´erature, pour des vitesses de d´eformation de10

⁻³

s

⁻¹

et10

⁻¹

s

⁻¹

(figure 1.17). En revanche, ce

qui est relativement inhabituel, Ottoet al.ont montré que l’élongation à la rupture augmente lorsque

la temp´erature d´ecroit [36].

Figure 1.17:^{Evolution de la limite d’´}^elasticit´^{e et de la r´}^{esistance maximale de CoCrFeMnNi (ronds)}

et de CoCrFeNi (carr´es) pour des vitesses de traction de 10

⁻3

s

⁻1

(symboles pleins) ou de 10

⁻1

s

⁻1

Figure 1.18: ^{Courbes contrainte-d´}^{eformation (conventionnelles) de CoCrFeMnNi `}^{a diff´}^erentes

tem-p´eratures et pour deux tailles de grains diff´erentes (vitesse de traction de10

⁻3

s

⁻1

[36].

Les propriétés mécaniques aux températures cryogéniques ont par ailleurs été étudiées en détail

par Gludovatz et al. [45]. En accord avec les travaux de Otto et al. [36], la r´esistance `a la rupture

et la limite d’élasticité de l’alliage équimolaire CoCrFeMnNi dépendent de la température (figure

1.19). Une ténacité à la rupture de 217, 221 et 219 MPa.m

¹2

a été mesurée à 293, 200 et 77 K

pour cet alliage. Ainsi, la ténacité à la rupture ne diminue pas avec la température, ce qui est assez

exceptionnel. Ce comportement s’explique par la pr´esence de nano-maclage `a 77 K, augmentant ainsi

le taux d’´ecrouissage et donc la contrainte maximale (figure 1.19). Cependant, l’origine physique de

ce phénomène reste mal connu, et l’hypothèse d’une transition cfc → hc à basses températures est

envisagée. En revanche, à des températures supérieures à 1073 K, les propriétés mécaniques de l’alliage

se d´egradent (figure 1.18).

Figure 1.19: Evolution de la résistance maximale, de la limite d’élasticité et de la résistance à la

fracture de CoCrFeMnNi en fonction de la temp´erature. Les traits tiret´es correspondent aux limites

1.4.2 Durcissement par solution solide d´esordonn´ee

Afin d’améliorer les propriétés mécaniques de ces alliages, il est nécessaire d’avoir une réflexion

sur les strat´egies de durcissement. La principale approche consiste `a augmenter le nombre d’obstacles

au mouvement des dislocations et d’accroˆıtre la capacité d’écrouissage du matériau. En se fondant

sur les m´ethodes issues de la m´etallurgie traditionnelle, plusieurs pistes sont envisageables, comme

l’affinement de la taille des grains [36], la pr´ecipitation d’une ou plusieurs phases [46], ou l’ajout

d’éléments en soluté [23]. Cependant, l’intérêt porté à ces alliages provient de la formation d’une

solution solide d´esordonn´ee. L’effet du durcissement par solution solide devient un atout majeur pour

les AHE. En effet, en faisant varier le choix des éléments, le nombre d’éléments ou même la composition,

l’interaction entre les dislocations et les atomes de tailles diff´erentes aura une influence directe sur les

propriétés mécaniques.

1.4.2.1 Approche exp´erimentale

Gali et Georges [44] se sont intéressés au nombre d’éléments en comparant l’évolution des propriétés

mécaniques en traction en fonction de la température de l’alliage quinaire équimolaire CoCrFeMnNi

et du quaternaire CoCrFeNi. Comme cela est illustr´e `a la figure 1.17, les deux alliages ont un

com-portement identique, malgré la différence du nombre d’éléments. Pour le même système, Wu et al.

[47] ont étudié en traction l’alliage CoCrFeMnNi et ses sous-systèmes avec 1,2,3 ou 4 éléments en

concentration ´equimolaire. Tous ces alliages forment une solution solide cfc et ont une taille de grains

similaire (exception faite pour le nickel pur, qui a une taille de grains plus importante). La figure 1.20

résume l’évolution du module d’élasticité, de la résistance maximale et de la ductilité en fonction de

la temp´erature pour chaque composition [47]. Bien que l’effet de durcissement par solution solide soit

supposé plus important pour un alliage comportant cinq éléments, l’alliage ayant la plus haute limite

d’élasticité, la plus haute résistance maximale mais aussi la meilleure ductilité est le composé ternaire

CoCrNi. Différentes études se sont depuis intéressées à ce composé ternaire [48, 49] et ont confirmé la

supériorité de ses propriétés mécaniques par rapport à l’alliage quinaire.

Cette analyse indique que l’ajout d’éléments n’augmente pas nécessairement les propriétés de

l’al-liage. Une étude de l’influence de chaque élément est donc nécessaire afin de comprendre ce phénomène.

L’autre solution permettant d’augmenter les propri´et´es par durcissement par solution solide consiste

`

a changer la composition chimique. Laurent-Brocq et al. ont fait varier la composition de l’alliage

CoCrFeMnNi [50], afin de mettre en avant l’influence de la concentration en nickel sur les propri´

e-tés mécaniques du système Co-Cr-Fe-Mn-Ni. Les auteurs ont montré que l’alliage de composition

Figure 1.20: ^{Evolution de la limite d’´}^elasticit´^{e (a), de la r´}^{esistance maximale (b) et de l’´}^elongation

(c) de différents alliages équimolaires appartenant au système de composition Co-Cr-Fe-Mn-Ni, en

fonction de la temp´erature [47].

Co

₁₀

Cr

₁₀

Fe

₁₀

Mn

₁₀

Ni

₆₀

a une dureté supérieure à l’alliage équimolaire. Récemment, Fang et al. ont

réalisé une étude similaire afin d’analyser l’influence du cobalt sur les propriétés mécaniques [51].

L’alliage contenant 35 at.% de cobalt possède une meilleure ductilité mais aussi une limite d’élasticité

plus élevée que celles de l’alliage équimolaire CoCrFeMnNi.

Ainsi, des alliages de composition non équimolaire peuvent avoir des propriétés mécaniques int´

eres-santes et supérieures à celles des alliages équimolaires, comme c’est le cas de l’alliageCo

₅

Cr

₂

Fe

₄₀

Mn

₂₇

Ni

₂₆

,

´

etudi´e par Yaoet al. [42].

Cependant, ces études n’ont jamais permis de comprendre précisément le rôle de chaque élément

au sein d’un syst`eme et ainsi obtenir la composition chimique permettant d’acqu´erir les meilleures

propriétés mécaniques. Plusieurs auteurs se sont alors penchés sur la modélisation du durcissement

par solution solide afin de prédire les caractéristiques mécaniques en fonction de la composition pour

ces alliages.

1.4.2.2 Approche num´erique

Ces dernières années, plusieurs modèles basés sur l’approche de Labusch [52] ont été proposés

afin d’estimer la limite d’élasticité des AHE [53–55]. Les prédictions effectuées par ces modélisations

semblent fidèles aux résultats expérimentaux. Par exemple, Varvenneet al.ont prédit efficacement la

limite d’élasticité des six alliages équimolaires provenant du système Co-Cr-Fe-Mn-Ni (figure 1.21).

De plus, l’évolution de la limite d’élasticité pour les alliages CoCrFeNi et CoCrFeMnNi en fonction

de la température a pu être correctement décrite (figure 1.21).

Cependant, pour pr´edire l’effet du durcissement par solution solide, ces mod`eles estiment la

dis-torsion de la maille cristalline en fonction de la composition. Ainsi, la compr´ehension de la distorsion

de cette maille est un enjeu important. En premi`ere approximation, la distorsion des AHE peut ˆetre

définie par le paramètreδ (chapitre 1.3.1). Toutefois, cette définition implique que ce paramètre suive

une loi de Vegard [56], ce qui n’est pas le cas, du moins pour les alliages du syst`eme Co-Cr-Fe-Mn-Ni

[50]. Une estimation correcte du volume de la maille en fonction de la composition est primordiale.

Avec l’ajustement des paramètres du modèle il est donc possible de suivre à certaines données exp´

e-rimentales, mais la question de la fiabilité de ces modèles et de la nature physique des paramètres

employ´es pour tout le domaine de compositions des AHE reste ouverte.

Finalement, ces divers résultats ne confirment pas réellement l’hypothèse initiale supposant que

l’augmentation du nombre d’éléments et de leur concentration rendrait plus résistant les AHE

mo-nophasés. L’influence de la composition chimique des solutions solides concentrées sur les propriétés

m´ecaniques est plus complexe et reste `a approfondir.

Figure 1.21: ^{Comparaison entre la limite d’´}^elastict´^{e exp´}^{erimentale et predite en fonction de la}

tem-pérature pour l’alliage (a) CoCrFeNi et (b) CoCrFeMnNi. Comparaison de la limite d’élasticité predite

et expérimentale pour différents alliages à haute entropie basés sur le système Co-Cr-Fe-Mn-Ni à T =

Recapitulation :

— L’alliage CoCrFeMnNi présente de bonnes propriétés mécaniques, spécifiquement à

basse temp´erature,

— L’augmentation du nombre d’éléments ne garantit pas l’augmentation des propriétés

m´ecaniques,

— L’alliage équimolaire n’est pas forcément le plus résistant,

— L’estimation du durcissement par solution solide semble pertinent par certains

mo-d`eles,

— L’influence du nombre d’éléments et leur concentration sur les propriétés mécaniques

n’est `a ce jour pas vraiment explicit´ee.

Dans le document Etude thermodynamique et mécanique d'alliages à haute entropie (Page 33-38)

L’intérêt porté aux alliages à haute entropie est principalement dû à leurs propriétés mécaniques,

renforcées le plus souvent par une stabilité structurale sur une plage importante de températures. Le

durcissement par solution solide suppos´e plus important pour les AHE que pour les alliages

conven-tionnels, l’absence de phases fragilisantes, sont autant de points permettant d’atteindre un niveau

´

elevé de déformation homogène. Malgré d’excellentes propriétés mentionnées pour certains alliages

réfractaires, l’analyse proposée s’intéressera uniquement aux alliages cfc, objet central de ce travail.

L’alliage équimolaire monophasé CoCrFeMnNi a été étudié de manière approfondie en traction

monotone [36]. Il présente une limite d’élasticité assez modeste (entre 150 et 410 MPa selon la taille

de grains) et une élongation à la rupture très importante (jusqu’à 60%). Cependant, l’évolution du

comportement de cet alliage avec la temp´erature est inhabituelle.

1.4.1 Propriétés mécaniques de l’alliage équimolaire CoCrFeMnNi

Les premiers essais de traction sur l’alliage CoCrFeMnNi ont été réalisés par Gali et George [44].

Ceux-ci montrent que la résistance à la rupture et la limite d’élasticité sont fortement dépendantes de

la temp´erature, pour des vitesses de d´eformation de10

s

et10

s

(figure 1.17). En revanche, ce

qui est relativement inhabituel, Ottoet al.ont montré que l’élongation à la rupture augmente lorsque

la temp´erature d´ecroit [36].

Figure 1.17:Evolution de la limite d’élasticité et de la résistance maximale de CoCrFeMnNi (ronds)

et de CoCrFeNi (carr´es) pour des vitesses de traction de 10

s

(symboles pleins) ou de 10

s

Figure 1.18: Courbes contrainte-déformation (conventionnelles) de CoCrFeMnNi à différentes

tem-p´eratures et pour deux tailles de grains diff´erentes (vitesse de traction de10

s

[36].

Les propriétés mécaniques aux températures cryogéniques ont par ailleurs été étudiées en détail

par Gludovatz et al. [45]. En accord avec les travaux de Otto et al. [36], la r´esistance `a la rupture

et la limite d’élasticité de l’alliage équimolaire CoCrFeMnNi dépendent de la température (figure

1.19). Une ténacité à la rupture de 217, 221 et 219 MPa.m

a été mesurée à 293, 200 et 77 K

pour cet alliage. Ainsi, la ténacité à la rupture ne diminue pas avec la température, ce qui est assez

exceptionnel. Ce comportement s’explique par la pr´esence de nano-maclage `a 77 K, augmentant ainsi

le taux d’´ecrouissage et donc la contrainte maximale (figure 1.19). Cependant, l’origine physique de

ce phénomène reste mal connu, et l’hypothèse d’une transition cfc → hc à basses températures est

envisagée. En revanche, à des températures supérieures à 1073 K, les propriétés mécaniques de l’alliage

se d´egradent (figure 1.18).

Figure 1.19: Evolution de la résistance maximale, de la limite d’élasticité et de la résistance à la

fracture de CoCrFeMnNi en fonction de la temp´erature. Les traits tiret´es correspondent aux limites

1.4.2 Durcissement par solution solide d´esordonn´ee

Afin d’améliorer les propriétés mécaniques de ces alliages, il est nécessaire d’avoir une réflexion

sur les strat´egies de durcissement. La principale approche consiste `a augmenter le nombre d’obstacles

au mouvement des dislocations et d’accroˆıtre la capacité d’écrouissage du matériau. En se fondant

sur les m´ethodes issues de la m´etallurgie traditionnelle, plusieurs pistes sont envisageables, comme

l’affinement de la taille des grains [36], la pr´ecipitation d’une ou plusieurs phases [46], ou l’ajout

d’éléments en soluté [23]. Cependant, l’intérêt porté à ces alliages provient de la formation d’une

solution solide d´esordonn´ee. L’effet du durcissement par solution solide devient un atout majeur pour

les AHE. En effet, en faisant varier le choix des éléments, le nombre d’éléments ou même la composition,

l’interaction entre les dislocations et les atomes de tailles diff´erentes aura une influence directe sur les

propriétés mécaniques.

1.4.2.1 Approche exp´erimentale

Gali et Georges [44] se sont intéressés au nombre d’éléments en comparant l’évolution des propriétés

mécaniques en traction en fonction de la température de l’alliage quinaire équimolaire CoCrFeMnNi

et du quaternaire CoCrFeNi. Comme cela est illustr´e `a la figure 1.17, les deux alliages ont un

com-portement identique, malgré la différence du nombre d’éléments. Pour le même système, Wu et al.

[47] ont étudié en traction l’alliage CoCrFeMnNi et ses sous-systèmes avec 1,2,3 ou 4 éléments en

concentration ´equimolaire. Tous ces alliages forment une solution solide cfc et ont une taille de grains

similaire (exception faite pour le nickel pur, qui a une taille de grains plus importante). La figure 1.20

résume l’évolution du module d’élasticité, de la résistance maximale et de la ductilité en fonction de

la temp´erature pour chaque composition [47]. Bien que l’effet de durcissement par solution solide soit

supposé plus important pour un alliage comportant cinq éléments, l’alliage ayant la plus haute limite

d’élasticité, la plus haute résistance maximale mais aussi la meilleure ductilité est le composé ternaire

CoCrNi. Différentes études se sont depuis intéressées à ce composé ternaire [48, 49] et ont confirmé la

supériorité de ses propriétés mécaniques par rapport à l’alliage quinaire.

Cette analyse indique que l’ajout d’éléments n’augmente pas nécessairement les propriétés de

l’al-liage. Une étude de l’influence de chaque élément est donc nécessaire afin de comprendre ce phénomène.

L’autre solution permettant d’augmenter les propri´et´es par durcissement par solution solide consiste

`

a changer la composition chimique. Laurent-Brocq et al. ont fait varier la composition de l’alliage

CoCrFeMnNi [50], afin de mettre en avant l’influence de la concentration en nickel sur les propri´

e-tés mécaniques du système Co-Cr-Fe-Mn-Ni. Les auteurs ont montré que l’alliage de composition

Figure 1.20: Evolution de la limite d’élasticité (a), de la résistance maximale (b) et de l’élongation

(c) de différents alliages équimolaires appartenant au système de composition Co-Cr-Fe-Mn-Ni, en

fonction de la temp´erature [47].

Co

Figure 1.17:^{Evolution de la limite d’´}^elasticit´^{e et de la r´}^{esistance maximale de CoCrFeMnNi (ronds)}

Figure 1.18: ^{Courbes contrainte-d´}^{eformation (conventionnelles) de CoCrFeMnNi `}^{a diff´}^erentes

Figure 1.20: ^{Evolution de la limite d’´}^elasticit´^{e (a), de la r´}^{esistance maximale (b) et de l’´}^elongation

Figure 1.21: ^{Comparaison entre la limite d’´}^elastict´^{e exp´}^{erimentale et predite en fonction de la}