IV. Discussion
IV.1. Relations entre le comportement mécanique en traction et le frottement interne
La diversité des essais pratiqués au cours de cette étude aboutit à un ensemble de résultats impliquant différentes échelles et différents éléments de la microstructure. L’exploitation de ces résultats et l’occurrence d’éventuelles relations issues de leur comparaison peut permettre de révéler parmi les mécanismes potentiellement impliqués celui ou ceux qui semblent piloter le comportement aux différentes échelles.
IV.1.1. Essais de traction uniaxiale
L’étude de l’effet PLC via des essais de traction uniaxiale sur l’alliage 718, a essentiellement été réalisée sur l’alliage dans son état vieilli, c’est-à-dire à l’état durci par précipitation. Dans cet état métallurgique la déformation plastique de l’alliage est inhomogène et localisée dans des bandes de glissement se développant à travers les grains tel que l’illustre le cliché en microscopie optique de la Figure IV-1. Les dislocations, vecteurs de la déformation plastique, sont confinées dans des bandes de glissement. L’interaction entre solutés et dislocations mobiles va donc intervenir dans ces zones et non dans la totalité du volume des grains.
Figure IV-1 : Mise en évidence des bandes de localisation de la déformation dans l’alliage 718 d’étude à l’état vieilli et fortement déformé, en microscopie optique en lumière polarisée et contraste interférentiel
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Ces essais ont permis de mettre en évidence un effet significatif de la température sur les conditions de déclenchement des instabilités d’écoulement. Ces résultats expérimentaux révèlent l’occurrence de différents mécanismes à l’origine des instabilités de l’écoulement plastique selon la température d’essai. S’il est communément admis que l’effet PLC intervenant à basse température trouve son origine dans l’interaction entre carbone libre et dislocations mobiles, la nature exacte de l’espèce en solution responsable de l’effet PLC intervenant à haute température n’est pas clairement identifiée. Néanmoins, les présents travaux grâce aux calculs d’énergie d’activation associée à l’occurrence de l’effet PLC haute température tendent à confirmer que cette interaction impliquerait un élément substitutionnel. Ce substitutionnel formerait alors des atmosphères plus ou moins complexes dans le champ de contrainte associé aux dislocations mobiles et pourrait être transporté par ces dernières dans certaines gammes de températures et de vitesses de déformation. Il convient de mentionner ici que cette vision assez simpliste se complexifiera inévitablement du fait de la composition de l’alliage qui s’éloigne d’un alliage binaire ou ternaire. En effet, comme indiqué plus haut, la localisation du glissement implique un effet d’histoire dans la constitution de « l’atmosphère » trainée par la dislocation. On peut imager cette notion en parlant de coups de balai successifs dans le plan de glissement induisant des atmosphères différentes pour les dislocations glissant les unes à la suite des autres.
IV.1.2. Essais de frottement interne
Les essais de frottement interne sont des essais de torsion pratiqués à de très faibles amplitudes de déformation. On se situe dans ce cas dans le domaine de déformation élastique de l’alliage. Dans ce cas, le volume de matière impliqué dans la réponse macroscopique est probablement plus important que celui associé à la déformation plastique dans la mesure où il implique à la fois des mouvements atomiques à très courte distance dans le volume et des interactions entre atomes en solution et dislocations existantes ancrées ou non.
Ces essais ont permis de mettre en évidence l’existence d’un pic de Zener dans l’alliage. Ce pic de frottement interne trouve son origine dans l’existence d’un mécanisme de réorientation d’un dipôle constitué de deux atomes substitutionnels de Molybdène par échange de l’un d’entre eux avec une lacune lors de l’application d’une contrainte cyclique de torsion. Ce mécanisme élémentaire se répète cycliquement en accompagnant l’oscillation du pendule. Il s’agit dans ce cas de diffusion à très courte distance, par saut atomique depuis un site de substitution vers un site vacant proche voisin (lacune) générant une déformation anisotrope du réseau. L’amortissement est alors engendré par le franchissement cyclique de la position de col, d’un point de vue énergétique, associé au chemin emprunté par l’atome pour changer de site. C’est un processus qui intervient dans tout le volume des grains et n’est pas un phénomène localisé.
Dans le matériau à l’état vieilli la densité de dislocations n’est bien évidemment pas nulle. Cependant ces dislocations ont été générées avant le traitement de vieillissement alors que l’état métallurgique de l’alliage correspondait à une solution solide. Dans cet état, l’alliage est moins sensible à la localisation du glissement et les dislocations sont plutôt statistiquement réparties. Dans ces conditions, une fois l’alliage vieilli, ces dislocations sont ancrées sur des précipités et leur contribution sur l’amplitude du pic de frottement interne peut être difficilement perceptible.
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En revanche, les essais de frottement interne qui ont été réalisés sur des matériaux pré-déformés plastiquement dans l’état vieilli ont montré une augmentation très légère de ce pic de frottement interne. Dans ce cas, la localisation de la déformation dans quelques plans de glissement conduit à une augmentation locale de la densité de dislocations dans les plans actifs plus élevée que pour une déformation homogène. L’augmentation de l’amplitude du pic de frottement intérieur observé montre bien le lien entre le pic de Zener étudié et les variations de densité de dislocations.
IV.1.3. Mobilité du Molybdène
Les essais de frottement interne pratiqués renseignent sur la capacité d’un dipôle constitué de deux atomes de Mo à se réorienter sous l’effet d’une contrainte cyclique appliquée. Ce à quoi on accède ici, c’est une information sur la capacité de l’espèce Mo à effectuer un saut atomique, donc à devenir mobile, dans une certaine gamme de température, variable en fonction de la fréquence de sollicitation mécanique de l’échantillon. Il est à noter que cette gamme de température où le Mo devient mobile correspond à la gamme de température dans laquelle intervient l’effet PLC haute température que l’on peut observer en traction.
Bien que les mécanismes de déformation soient différents dans les deux types d’essais considérés dans cette étude, la mise en relation des résultats obtenus en frottement interne avec ceux obtenus via les essais de traction fournit des éléments de réflexion importants permettant, peut être, d’éclaircir le mécanisme d’interaction entre solutés et dislocations mobiles dans le régime de déformation plastique du matériau.
Cette capacité du Mo à se mouvoir à courte distance dans le cas de la réorientation de dipôles en frottement interne met en évidence la gamme de température dans laquelle le Mo devient mobile dans l’alliage.
Les énergies d’activation déterminées par les deux techniques d’analyse, spectroscopie mécanique et essai de traction, sont différentes : 290 à 300 kJ/mol en frottement interne, et, de façon moins précise, 200 à 300 kJ/mol en traction ; la tendance des résultats semble néanmoins indiquer que les énergies d’activation apparentes déterminées en traction sont plus faibles que celle déterminées en frottement interne.
En fait, on est en présence de deux mécanismes différents :
- D’une part, la réorientation d’un dipôle de Mo dans le volume de la matrice,
- D’autre part, la diffusion d’atomes de soluté (interstitiels, substitutionnels ou bien un complexe des deux) dans le champ de déformation des dislocations en mouvement
Ces deux mécanismes élémentaires n’ont pas de raison d’avoir des énergies d’activation identiques : la réorientation du dipôle d’atomes de Mo correspond à une énergie d’activation, qui a été évaluée par calculs ab-initio à 298kJ/mol (Damien Connetable, communication privée). L’énergie d’activation de l’espèce substitutionnelle responsable de l’effet PLC dans le champ de déformation de dislocations mobiles est quant à elle plus difficilement quantifiable, mais est très certainement une fraction de l’énergie d’activation associée à la diffusion du substitutionnel, dans la mesure où il s’agit de la diffusion de l’espèce substitutionnelle dans un réseau déformé en
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traction avec une composante hydrostatique dilatant la maille comparativement au réseau non déformé. Comme les résultats des essais de frottement interne sur matériaux pré-déformés suggèrent une interaction de cette espèce avec les dislocations, le Mo semble constituer un excellent candidat pour expliquer l’occurrence du PLC haute température.
Les résultats issus de la caractérisation de l’effet PLC dans l’alliage 718 enrichi en Mo font apparaître des différences comparativement à l’alliage 718 de référence. Le domaine d’existence de l’effet PLC est plus étendu vers les plus hautes températures, c'est-à-dire que la transition entre désancrage dynamique et traînage des solutés se fait à plus haute température. Par ailleurs, dans la partie basses températures du domaine de comportement inverse, les instabilités de l’écoulement plastique apparaissent pour une déformation critique plus faible dans l’alliage 718 enrichi en Mo que dans l’alliage 718 classique. Ces deux observations sont à nuancer dans la mesure où les variations sont de faible amplitude : un décalage de l’ordre de +25°C de la transition entre désancrage dynamique et traînage, et un facteur deux sur la déformation plastique cumulée avant l’apparition des instabilités plastiques dans la partie basses température du domaine PLC inverse.
On peut légitimement se demander si ces variations ne trouveraient pas leur origine dans des différences microsctructurales entre les deux alliages, en particulier en termes de tailles de grains. En effet, la taille de grains de l’alliage 718 enrichi en Mo est de l’ordre de 20-30µm, alors que l’alliage 718 présente un taille de grains de l’ordre de 15 à 20µm. Or, Mannan et al. [Mannan 1982] ont mis en évidence qu’une augmentation de la taille de grains entraîne la nécessité d’un cumul de déformation plastique plus important avant le déclenchement des instabilités de l’écoulement plastique. La variation de taille de grains ne semble donc pas constituer un facteur susceptible d’expliquer les différences observées entre ces deux alliages, puisqu’elle va à l’encontre de ce qui est observé pour l’évolution de , dans la mesure où, dans l’alliage contenant plus de Mo, la concentration critique de substitutionnels dans le champ de contrainte des dislocations nécessaire au déclenchement des instabilité de l’écoulement plastique est atteinte pour une déformation plastique plus faible.
Pour ce qui est du décalage vers les plus hautes températures de la frontière entre traînage des solutés et domaine de désancrage dynamique dans l’alliage contenant plus de Mo par rapport à l’alliage 718 de l’étude, cette observation semble aller dans le sens d’une implication du Mo dans l’occurrence de l’effet PLC haute température. En effet, le fait de travailler sur un alliage présentant en solution solide une teneur plus importante en l’espèce substitutionnelle responsable de l’effet PLC observé doit se traduire par une modification de l’étendue du domaine des instabilités plastiques vers les hautes températures, sur des considérations de mobilité de l’atmosphère de soluté ressentie par les dislocations. Cet aspect sera discuté plus en détail dans la partie suivante.
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