Contribution à la caractérisation d'alliages métalliques à faible ductilité après re-fusion et solidification in situ

(1)

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Contribution à la caractérisation d’alliages métalliques à

faible ductilité après re-fusion et solidification in situ

Olivier Péniguet

To cite this version:

Olivier Péniguet. Contribution à la caractérisation d’alliages métalliques à faible ductilité après re-fusion et solidification in situ. Génie mécanique [physics.class-ph]. Université de Valenciennes et du Hainaut-Cambrésis, 2008. Français. �NNT : 2008VALE0003�. �tel-03002113�

(2)

No d'ordre 08-03 THESE présentée à L'UNIVERSITE DE VALENCIENNES ET DU HAINAUT CAMBRESIS en vue de l'obtention d'un DOCTORAT EN GENIE MECANIQUE

par

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Devant le jury composé de : Rapporteurs Examinateurs Pr. Frank MONTHEILLET Pr. Régis BIGOT Pr. Philippe PICART Dr. Jean-Dominique GUERIN Dr. Thierry REVAUX

Directeur de thèse Pr. Jean-Paul BRICOUT Invités Dr. Laurent LADEUILLE

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W d'ordre 08-03 THESE présentée

à

L'UNIVERSITE DE VALENCIENNES

ET DU HAINAUT CAMBRESIS en vue de l'obtention d'un

DOCTORAT EN GENIE MECANIQUE

par Olivier PEN/GUET

LAMIH

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Contribution

à

la caractérisation d'alliages métalliques

à

faible ductilité après re-fusion et solidification in situ

Fusion Solidification -Essai

Soutenue le : 22 janvier 2008

Devant le jury composé de: Rapporteurs Examinateurs Pr. Frank MONTHEILLET Pr. Régis BIGOT Pr. Philippe PICART 11 u-r t:rrz Dr. Jean-Dominique GUERIN Dr. Thierry REVAUX

Directeur de thèse Pr. Jean-Paul BRICOUT

Invités Dr. Laurent LADEUILLE

Dr. Xavier LEMOINE 0,5% ~ ~ 0,0% / 500 1000 IF<N) 14QXJ -0,5%

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Ecole des Mines de St Etienne ENSAM de Metz Université de Franche-Comté UVHC UVHC UVHC V&M SETVAL ARCELOR-MITTAL

(5)

(6)

Sommaire

RESUME

NOTATIONS

INTRODUCTION

PARTIE 1 :

Bibliographique et Etudes Préliminaires

COMPORTEMENT A HAUTE TEMPERATURE DES METAUX 1. Ductilité, forgeabilité et criquabilité à chaud

1.1. Courbes de forgeabilité et de criquabilité 1.2. Endommagement et rupture

1.3. Influence des paramètres physiques et métallurgiques 2. Mécanismes de déformation à chaud

2.1. La diffusion à l'état solide

2.2. Déformation plastique à chaud

3. Essais de caractérisation à chaud 4. Plateforme d'essai à chaud L.A.M.I.H.1

5

SOMMAIRE

8 9 12 14 15 16 20

25

27 30 32 5. Phénoménologie & modélisations thermomécanique et métallurgique 36

5.1. Phénoménologie

a -

Interactions thermo-mécano-métallurgiques

b - Changement de structure cristalline 37

c - Transformations avec diffusion 5.2. Mise en évidence des phénomènes

a -

Dilatation libre

b - Dilatation sous contraintes

5.3. Modélisation de la transformation métallurgique

a -

Déformation thermo-métallurgique b - Fraction volumique transformée

i- Cinétique isotherme ii- Cinétique an isotherme 5.4. Comportement multiphasé

a -

Limite d'élasticité b - Plasticité classique 38 39 40 41 42 43 46

47

Contribution à la caractérisation d'alliages métalliques à faible ductilité après re-fusion et solidification in situ

(7)

Sommaire

5.5. Plasticité de transformation

5.6. Restauration de l'écrouissage

CONCLUSION

PARTIE Il : Identification du Comportement Matériau

LOI DE COMPORTEMENT THERMO-VISCOPLASTIQUE

6 49 54 56 57 1. Campagne expérimentale 58

1.1. Choix des paramètres et études préliminaires de validation 1.2. Détermination des courbes effort-déplacement et caractérisation

de la ductilité 64

2. Détermination des courbes rationnelles de comportement 67

2.1. Modèle analytique de Bridgman

2.2. Application à l'éprouvette refusionnée in-situ LAMIH 73

2.3. Identification directe des lois de comportement

3. Identification et optimisation des lois de comportement 3.1. Modèle simplifié

a -

Hypothèses et définition du modèle b - Procédure d'optimisation

3.2. Modèle complet

a -

Prise en compte et modélisation du gradient thermique b - Lois optimisées finales

4. Prise en compte de l'endommagement à chaud 4.1. Modèle utilisé

4.2. Mise en œuvre numérique

4.3. Critère d'endommagement à chaud

5. Vérification : Mise en œuvre des lois de comportement sur éprouvette type Ae10

5.1. Prévisions numériques

5.2. Confrontation avec les résultats expérimentaux CONCLUSION 76 78 79 81 85 86 90 91 94 95 97

(8)

Sommaire

PARTIE Ill :

Analyse

et

Simulation

de

l'essai

de

rétreint

LOI DE COMPORTEMENT METALLURGIQUE 1. Description de l'essai RT- Problématique

1.1. Méthodologie

1.2. Application et exemples de résultats 1.3. Phénoménologie de l'essai de rétreint 2. Paramètres métallurgiques

2.1. Dispositif et relevés expérimentaux

2.2. Identification des paramètres métallurgiques

a - Coefficients de dilatation et différence de compacité b - Proportion de nouvelle phase formée : Z( ())

2.3. Simulation numérique métallurgique

a - Développement de la subroutine métallurgique b - simulation des essais de dilatation thermique MODELISATION DE L'ESSAI RT

3. Modélisation de l'essai

4. Confrontation numérique/expérimentale 5. Analyse paramétrique

CONCLUSION

CONCLUSION GÉNÉRALE ET PERSPECTIVES

REFERENCES

7 98 100 102 104 107 108 110 112 113 115 124 128 129 131 1

L.A.M.I.H. :Laboratoire d'Automatique, de Mécanique et d'Informatique industrielles et Humaines.

(9)

Résumé 8

RESUME

Dans le domaine de 1 'élaboration par coulée des alliages métalliques, le recours

aux nouvelles technologies visant à améliorer la productivité s'accompagne

généralement d'une augmentation de l'occurrence de défauts structuraux, le plus souvent liés au refroidissement depuis l'état liquide. L'identification et la prédiction de ces défauts, essentiellement des criques internes ou de surface, nécessitent la mise en place de moyens d'analyse spécifiques. Le LAMIH a mis au point des essais originaux reposant sur la possibilité de re-fusionner un alliage avant sa caractérisation, permettant ainsi de respecter l'histoire thermomécanique et de reproduire des conditions proches des applications industrielles étudiées.

Les études présentées dans ce mémoire apportent une contribution significative

à cette thématique en proposant des modélisations et des simulations numériques

représentatives des phénomènes occurrents lors d'essais de rétreint et plus généralement d'applications thermomécaniques et métallurgiques. Il s'agit notamment de définir, au travers d'une étude sur un acier au carbone, les potentialités et aptitudes

de ce type d'essai pour répondre à des problématiques de rhéologie à chaud.

L'essai dit "de rétreint" spécifiquement développé pour l'étude expérimentale des alliages métalliques à faible ductilité et des structures bridées, a fait l'objet d'une analyse phénoménologique fine et une méthode d'identification du comportement mécanique thermo-viscoplastique de l'alliage testé a été proposée.

Les analyses, menées à partir des modélisations et simulations

thermomécaniques proposées, permettent de mieux cerner les paramètres influents de ce type d'essai et d'établir les capacités de prédiction en termes de caractérisation des interfaces et des zones à forts gradients de texture, de température et de contraintes (zones thermiquement affectées, interfaces outils/pièces, ... ).

(10)

Notations 0

s

E Oc n v j Q R

r,

9

NOTATIONS

Variable d'endommagement Surface effective endommagée

Contrainte réelle dans le matériau endommagé Module d'Young

Module d'Young endommagé Endommagement critique

Déformation plastique avant rupture

Déformation plastique à l'initiation de l'endommagement

Coefficient d'écrouissage Coefficient de poisson Pression hydrostatique

Contrainte équivalente de Von Mises Déformation plastique instantanée Flux d'atome en m2_.S-1

Energie d'activation thermique Constantes molaires des gaz parfaits Température de fusion

Coefficient de dilatation des phases ferritiques Coefficient de dilatation de l'austénitique

Différence de compacité entre phase a et y à la température de référence

(11)

Notations gre{ &' E: e

z

f, b r(B) y Œ \' Œ, • '-P

s

eff &y eff &a

e

JO Température de référence

Températures de début et fin de transformation au refroidissement

Déformation totale Déformation élastique

Déformation plastique (classique) Déformation thermique

Déformation thermo-métallurgique Déformation plastique de transformation Nouvelle phase formée

Fréquence de germination et coefficient de vitesse de croissance de phase

Temps de retard de la transformation par rapport à

un refroidissement quasi-statique Limite élastique globale

Limites élastiques de la phase i Contrainte ultime en plasticité parfaite

Tenseur des taux de déformation plastique Tenseur déviateur des contraintes

Paramètre traduisant l'écrouissage de la phase parente

Paramètre traduisant l'écrouissage de la phase produite

Coefficient mémoire de l'écrouissage Température

(12)

Notations 11

Déformation équivalente (généralisée) Vitesse de déformation généralisée

Œ v Contrainte d'écoulement

Contrainte d'écoulement endommagée Elongation axiale

(13)

Introduction 12

INTRODUCTION

De nos jours, le recours aux nouvelles technologies pour l'élaboration d'alliages métalliques visant à améliorer la productivité s'accompagne généralement d'une augmentation de l'occurrence de défauts structuraux, le plus souvent liés au refroidissement depuis l'état liquide. Ce constat s'applique aux procédés de coulée continue et aux applications de soudage à l'échelle industrielle. L'identification et la prédiction de ces défauts, essentiellement des criques internes ou de surface, nécessitent la mise en place de moyens d'analyse spécifique en laboratoire.

Le LAMIH, dans le cadre de son thème de recherche" Qualité et comportement thermomécanique des métaux et alliages après solidification", étudie le comportement et la défectologie à moyenne et haute température d'alliages métalliques.

Pour cela, une plateforme d'essais originale a été développée. Celle-ci permet de mener des essais mécaniques après re-fusion et solidification in-situ dans le but de reproduire, le plus fidèlement possible, les histoires thermomécaniques et les structures de solidification rencontrées lors d'applications industrielles. La plateforme permet de reproduire différents modes de sollicitation en particulier la traction et la compression. Dans le cadre des études visant à étudier la ductilité et la défectologie des alliages métalliques, en particulier les aciers et les aluminiums, l'essai de traction est jusqu'à maintenant le plus couramment utilisé.

Dans ce cadre, un essai particulier dénommé « essai de rétreint » visant à

reproduire les sollicitations de structures bridées en cours de refroidissement a été développé. Cet essai est représentatif des sollicitations rencontrées, dans le cadre de refroidissement de demi-produits élaborés par coulée continue, et des sollicitations rencontrées dans la zone affectée thermiquement lors d'opération de soudage, par exemple. Cet essai spécifique est mené depuis la re-fusion jusqu'à température ambiante. Durant cet essai, les efforts résultant représentatifs des états de contrainte et déformation sont mesurés en fonction de la température.

L'essai de rétreint est, à ce jour, utilisé au laboratoire dans le cadre d'études expérimentales à caractère industriel.

Les travaux rapportés dans ce mémoire visent à améliorer nos procédures d'essai et à évaluer plus clairement les capacités de l'essai de rétreint. Ces travaux ont été réalisés sur une nuance d'acier courante, un acier non allié à 0,38% de carbone (C38). Le choix de ce matériau réside dans son faible coût et sa facilité d'approvisionnement.

Contribuüon à la caractérisation d'alliages métalliques à faible ductilité après re-fusion et solidification in situ

(14)

Introduction 13

L'objectif principal est de proposer des modélisations et simulations numériques représentatives des phénomènes engendrés lors de l'essai de rétreint et plus généralement d'applications thermomécaniques et métallurgiques.

La première partie de ce mémoire est consacrée à une synthèse bibliographique

concernant la défectologie, les mécanismes de déformation à chaud des alliages

métalliques, une description de la plateforme d'essai LAMIH ainsi qu'un état de l'art

non exhaustif des essais de caractérisation à chaud. Dans cette partie, est aussi

proposée une description des phénomènes thermomécaniques et métallurgiques et modélisations associées.

Dans la seconde partie du mémoire, une étude visant à caractériser le

comportement thermo-visco-plastique des métaux, via les essais de traction après re-fusion et solidification in-situ, est proposée. Cette étude est l'occasion de déterminer les lois de comportement tenant compte implicitement de l'histoire thermomécanique du matériau.

La troisième et dernière partie de ce mémoire est consacrée à la caractérisation du comportement métallurgique du matériau étudié et au développement d'une modélisation et de simulations numériques par éléments finis de l'essai de rétreint. Dans cette partie est vérifiée la bonne prise en compte des interactions entre les phénomènes thermiques, mécaniques et métallurgiques et une analyse critique est proposée.

(15)

PARTIE 1: Bibliographie et études préliminaires ₁₄

PARTIE 1: Bibliographie et Etudes Préliminaires

Dans cette partie sont présentées les

connaissances nécessaires à la compréhension, la caractérisation et la simulation du comportement à haute

température des alliages métalliques et plus

particulièrement celui des aciers. En abordant les

comportements thermiques, mécaniques et

métallurgiques ainsi que leurs interactions, un intérêt

particulier est porté aux procédures et essais permettant d'obtenir des informations sur la ductilité, la criquabilité

et l'endommagement à chaud d'un acier au carbone,

pour différentes températures et vitesses de déformation. Dans ce chapitre est présentée la plateforme d'essai à chaud du L.A.M.I.H. dont l'essai de rétreint (RT), pour lequel sera mise en évidence la nécessité de prendre en compte, dans les simulations mécaniques, l'influence de J'état métallurgique.

COMPORTEMENT A HAUTE TEMPERATURE DES METAUX

On considère généralement qu'une déformation s'effectue à chaud lorsque la température est telle que les effets d'écrouissage sont annihilés par des processus de restauration ou de recristallisation [BEL85]. Ces déformations à chaud sont généralement associées à un comportement viscoplastique généré par des

phénomènes de diffusion atomique significatifs au delà de 0,3 Tt. Ces mouvements de

dislocations et d'atomes facilités par l'agitation thermique ont comme effet de faciliter la déformation sous une sollicitation extérieure donnée. La caractérisation du comportement plastique à chaud se présente dans notre cas comme l'étude de la capacité d'un matériau à se déformer plastiquement à haute température sans occurrences de défauts internes ou de surface.

Le terme de crique utilisé dans ces travaux représente des microcavités ou des microfissures nées au cours du processus de solidification du matériau. La criquabilité quant à elle représente la résistance d'un alliage métallique donné à l'ouverture de criques et surtout sa capacité à l'état solide de résister à la croissance et à la coalescence de celles-ci au cours de la déformation plastique, c'est-à-dire de résister à l'évolution de l'endommagement.

(16)

PART JE 1 : Bibliographie et études préliminaires ₁₅

1. Ductilité, forgeabilité et criquabilité à chaud

De manière à clarifier la terminologie utilisée, il est à noter que la criquabilité est utilisée pour définir l'aptitude d'un l'alliage à se déformer à vitesse lente (10-3 à

10-4 s-1) et que la forgeabilité est employée pour des vitesses de déformation plus élevées.

Les essais mécaniques de caractérisation de la forgeabilité ou de la criquabilité à

chaud renseignent sur la sensibilité de l'alliage testé à l'apparition et/ou à la

propagation de criques. Ils permettent notamment de déterminer les intervalles de température de plus faible ductilité dans lesquels la création de criques est facilitée.

1.1. Courbes de forgeabilité et de criquabilité

L'aptitude des aciers à se déformer à chaud est généralement caractérisée par

des essais de traction uniaxiaux sur éprouvettes lisses ou entaillées [WIL75] [SUZ79] [SUZ82]. Ces dernières induisent une triaxialité de contraintes plus élevée offrant un terrain propice à une rupture de type ductile et donc à la coalescence de défauts. Les résultats sont exprimés sous la forme d'une courbe, où l'on représente l'évolution d'une

mesure caractéristique de l'aptitude à la déformation en fonction de la température.

Habituellement une mesure de la striction à la rupture (Fig. 1-1) est privilégiée à une

mesure de l'allongement à rupture, moins représentative de l'endommagement local du

matériau.

Cnque Crique C11que _Liqmde

AIN. BK • .----.--~~---.~~--+---,---T---, ~ -• .--=L---~60~0---~9~00~---+7.12~00

Poche de ducttltté domatne de ft

Fig. 1-1. Courbe représentative de la ductilité en fonction de la température [WIN03].

(17)

PARTIE 1: Bibliographie et études préliminaires 16

• Des hautes températures aux basses températures, trois zones peuvent être distinguées :

Zone 1 (1400-1200°C) : La ductilité est nulle au delà de 1400°C. Elle

augmente jusqu'à un maximum aux abords de 1200°C. Il y a risque

d'apparition de criques interdendritiques liées à la présence de films liquides ségrégés [WE179]. La rupture dans ce cas est ductile avec faciès à cupules. Zone Il (1200-900°C} : La ductilité chute entre 1100 et 800°C. La rupture transgranulaire ductile (avec faciès à cupule) évolue progressivement vers une rupture intergranulaire (à faciès lisse). Il y a risque d'apparition de criques intergranulaires.

Zone Ill (900-600°C} : la ductilité croît progressivement après avoir atteint un minimum. Les risques de criques intergranulaires proviennent de la précipitation de nitrures, de carbures et de carbonitrures aux joints des grains austénitiques (transformation de phase), qui ont pour effet d'approfondir la poche de faible ductilité, et sont souvent associés à la formation de ferrite proeutectoïde. La rupture est, dans ce cas, de type intergranulaire à faciès ductile [HAS93].

Il existe donc deux domaines de fragilité distincts. Le premier, à haute température, sujet à l'apparition de criques internes ségrégées. Le second, appelé

poche de ductilité, présent à moyenne température duquel résultent les criques de

surface.

1.2. Endommagement et rupture

L'endommagement est un phénomène correspondant à la création de nouvelles surfaces au sein du matériau à partir d'hétérogénéités du réseau (inclusions,

microfissures, criques). Il existe deux grands types d'endommagement:

l'endommagement instantané et l'endommagement différé.

Le type instantané regroupe les mécanismes d'endommagement entrainant une diminution notable des propriétés mécaniques du matériau :

• L'endommagement fragile: accompagné d'une rupture fragile survenant

après rupture des liaisons atomiques (généralement transgranulaire), sans déformation plastique préalable qui soit facilement et précisément mesurable.

• L'endommagement ductile: décomposé en trois étapes, la germination, la

croissance et enfin la coalescence des cavités (qui mène à une rupture dite ductile).

(18)

PARTIE 1: Bibliographie et études préliminaires

₁₇

Les aciers sont des milieux localement très hétérogènes constitués d'une matrice au comportement mécanique élasto-viscoplastique et d'inclusions (précipités, secondes phases ... ) au comportement relativement rigide. Sans sollicitations extérieures les hétérogénéités et la matrice restent solidaires. Cependant lorsque la contrainte locale est suffisante pour générer une déformation plastique, la différence de rigidité entre inclusions et matrice génère des concentrations de contraintes responsables d'une décohésion ou d'une rupture de l'inclusion. A ce stade, appelé génériquement germination ou nucléation des cavités, les propriétés mécaniques macroscopiques du matériau restent inchangées.

Durant la phase de croissance, le volume des cavités augmente. Cette croissance est régie par l'augmentation du niveau des contraintes internes, et tout particulièrement par le niveau du taux de triaxialité (positif) des contraintes [BON05] [HAM04] (Fig. 1-2), aux abords des microcavités formées lors de la phase de nucléation. Ce phénomène se manifeste de manière macroscopique par la diminution

de la rigidité du matériau proportionnellement à l'accroissement des cavités. La courbe

de traction voit alors son niveau d'énergie diminuer avec l'augmentation de la déformation plastique équivalente. Cette phase prend fin, sur la courbe de traction

réelle, au point correspondant à la contrainte maximum de traction Rm. Des modèles

analytiques permettent de prendre en compte cette phase dans les simulations Eléments Finis et ainsi de créer un couplage écrouissage/endommagement traduisant plus précisément le comportement réel du matériau étudié.

0,9 0.8 0,7 0,6 Dam age 0,5 0,4 0,3 0.2 0.) 0 0,5 Triaxiality -0.5 Plastic strain

Fig. 1-2. Evolution de l'endommagement en fonction de le déformation plastique et de la triaxialité de contrainte [HAM04].

La phase de coalescence mène à terme à la rupture et engendre un phénomène

de striction localisée. En effet quand deux cavités contigües ont grossies suffisamment,

(19)

PARTIE 1: Bibliographie et études préliminaires ₁₈

le peu de matière qui les sépare rompt sous l'effet des concentrations des contraintes,

et donne alors naissance à une fissure macroscopique. La rupture finale est donc

l'issue d'une succession d'étapes de coalescence permettant à la (les) fissure(s) de se

propager.

Les mécanismes d'endommagement de type différé sont les endommagements par fatigue et par fluage [GAF04]. Dans nos travaux les cas de sollicitation cyclique

n'ont pas été étudiés. Par contre le fluage peut intervenir à haute température et dans

ce cas les cavités sont préférentiellement placées dans les joints de grains. Les phases de croissance et de coalescence sont alors facilitées par la déformation plastique, comme explicité précédemment, mais aussi par la diffusion des lacunes (rupture intergranulaire ).

L'endommagement, quelque soit son type, est représenté par un coefficient 0,

compris entre 0 et 1 (ce dernier représentant la ruine de la structure) représentatif de l'évolution des phénomènes microstructuraux et du niveau de dégradation de la

structure étudiée. Le coefficient 0 représente donc la densité surfacique effective de

micro-défauts d'un volume représentatif.

s

Fig. 1-3. Evolution de l'endommagement au sein d'un volume élémentaire de matière

Il est alors possible de parler de surface effective S qui représente la surface

réelle de matière restante une fois le matériau endommagé (Fig. 1-3). Cette notion

introduit le concept de contrainte effective ii représentant la contrainte réelle dans le

matériau relative à la surface endommagée [LEM85] [BEH02].

~ ( j ( j

=-,---,.-(1-D)

(1.1 )

Lemaître propose ainsi une estimation de l'endommagement, à partir d'une

courbe traction, par mesure du module d'Young pour différents niveaux de déformation

(20)

PARTIE 1: Bibliographie et études préliminaires ₁₉

plastique (Fig. 1-4). On peut voir que le module d'élasticité diminue avec l'augmentation

du niveau d'endommagement. La variable d'endommagement 0 s'obtient alors via

l'équation suivante, avec E₀ le module d'Young initial et E le module d'Young

endommagé [LEM87]: Stress cr E D = l -Eo (1.2) Equivalent sttain

Fig. 1-4. Diminution du module d'élasticité avec l'augmentation de la déformation plastique équivalente [HAMOO]

Pour intégrer l'endommagement à une simulation numérique (Fig. 1-5), il est

nécessaire de calculer 0 en fonction de l'état de plasticité de la structure représentée. Pour cela, il est impératif de passer par l'intermédiaire d'un modèle analytique. Il en existe plusieurs, certains sont empiriques prenant comme critère de rupture la contrainte maximale (modèle de Cockcroft et Latham, Brozzo, Norris, ... ) [MAC01], la déformation plastique (modèle de Clift) ou encore l'énergie de déformation [HEU03]. D'autres permettent l'évaluation instantanée de l'endommagement en fonction de l'état de contrainte et de déformation [HAM01], le plus utilisé étant celui proposé par Lemaître, défini par l'équation suivante [LEM85][LEM86] :

(1.3)

Avec Oc l'endommagement critique avant rupture (endommagement 0 maximum atteint avant rupture avec D

=

1-

S /

S , soit la surface effective minimum admissible

par l'éprouvette), &~ la déformation plastique avant rupture, &~ la déformation

plastique à laquelle apparaît l'endommagement, n le coefficient d'écrouissage, v le

coefficient de poisson, aH la pression hydrostatique qui divisée par la contrainte

équivalente de Von-Mises aeq représente le taux de triaxialité de contrainte, & P la déformation plastique instantanée.

(21)

PART JE 1 : Bibliographie et études préliminaires 1600 -r-·---.--·---.---·-~---- r.:.--:~

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;:; --Num. witb damage

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o+----4--~~====F===~~

0 0,2 0,4 0,6 0,8

Equivalent strain

20

Fig. 1-5. Prise en compte d'une loi d'endommagement dans la simulation EF d'un essai de traction [HAMOO]

L'intégration des modèles d'endommagement dans la simulation numérique peut permettre de mieux comprendre le mode de rupture et la forme du faciès de rupture des éprouvettes. Comme exposé précédemment, la ductilité est généralement estimée par une valeur de striction déterminée à partir de la mesure du diamètre à rupture d'une éprouvette de traction ou de torsion. Dans cette méthode, la surface résistante est supposée saine (0=0), ce qui n'est pas forcement le cas.

1.3. Influence des paramètres physiques et métallurgiques

La capacité de déformation plastique à chaud d'un alliage métallique dépend d'un grand nombre de paramètres classables dans deux catégories : les facteurs relatifs à l'essai et les facteurs métallurgiques.

• Facteurs relatifs à l'essai :

La température de déformation : C'est un paramètre important, qui doit être relevé soigneusement et contrôlé précisément, les essais de ductilité visant principalement à identifier les zones de températures les plus favorables à la déformation plastique. D'une façon générale pour les hautes températures (>800°C}, en l'absence de modification structurale, l'élévation de température conduit à une augmentation de la ductilité [POR70].

La vitesse de déformation: C'est, avec la température, l'un des paramètres les plus influant sur la ductilité. Elle agit directement sur la restauration et les modes de rupture.

Lorsque l'acier est déformé, la densité de dislocations est contrôlée par deux mécanismes compétitifs, l'écrouissage et la recristallisation dynamique. La recristallisation engendre un réarrangement progressif des structures de dislocations et donne naissance à de nouveaux grains (plus fins). Globalement,

(22)

PARTIE 1: Bibliographie et études préliminaires ₂₁

plus la température et la vitesse de déformation sont élevées plus la vitesse de recristallisation est importante. Tout élément susceptible de diminuer la vitesse de recristallisation a un effet négatif sur la ductilité du matériau [BEL85]. Pour les aciers au carbone la diminution de la vitesse de déformation entraine une diminution notable de la ductilité [SUZ98] (Fig. 1-6).

<i

a: 40

20

Test

Fig. 1-6. Courbe de ductilité (RA : réduction de section) d'un acier allié au Niobium en fonction de la vitesse déformation et de la température [SUZ98]

L'histoire thermique: Elle conditionne la cinétique de formation et de dissolution des précipités et les textures de solidification (taille et morphologie de grain). Ainsi, par exemple, pour une même température de déformation, la

ductilité d'éprouvettes en acier à bas carbone (== 0,05%C) simplement

réausténitisées est supérieure à celle d'éprouvettes fusionnées juste avant

traction (Fig. 1-7). 1.2 r-0.6 r-0 . .+ r-' ... Fusion 1 0 ·2 r- - I l -Réchauffage 1 0 L--....1.---l.I_....L._--l.I_....L._____~..L _ __,___J 800 1000 1200 Température de te1.t C'C)

Fig. 1-7. Ductilité après essais de réchauffage et de fusion "in situ" [WE179].

Contribution à la caractérisation d'alliages métalliques à faible ductilité après re-ji1sion et solidification in situ

(23)

PARTIE 1: Bibliographie et études préliminaires ₂₂

Des études montrant l'influence du cycle thermique sur la ductilité des aciers ont déjà été menées au L.A.M.I.H. [REV97]. Pour les essais de refusion "in situ", l'éprouvette est directement refroidie jusqu'à la température de traction dès la fin de la fusion. Dans le cas des essais de réchauffage, les éprouvettes sont élaborées par refusion puis refroidies jusqu'à température ambiante avant d'être réchauffées à 1350°C et refroidies à nouveau jusqu'à la température de traction. Les observations métallographiques sur des coupes transversales d'éprouvettes ayant subi ces 2 cycles révèlent une différence notable des structures qui confirme l'importance du chemin thermique (Fig. 1-8) pour l'étude de la ductilité d'autant plus que celle ci est également affectée par la précipitation des nitrures, des carbures et des sulfures [ERA64].

Fig. 1-8. a- Structure d'une éprouvette élaborée par refusion, b- Structure d'une éprouvette élaborée par réchauffage [REV97].

• Facteurs métallurgiques :

Changement de phase y

=>

a : L'apparition de ferrite proeutectoïde au cours du refroidissement aggrave la fragilisation [MIN91] [WIL75] [SUZ82]. Il a été démontré que si l'acier était déformé au cours du refroidissement, avant le point Ar3, de fins liserés de ferrite pouvaient apparaître aux joints de grains austénitiques. Jusqu'à Ar3, les déformations se concentrent essentiellement dans les films de ferrite disposant d'une résistance mécanique à chaud inférieure à l'austénite, rendant ainsi l'acier peu ductile. En dessous du point Ar3, le matériau recouvre une ductilité globale satisfaisante lorsque la fraction de ferrite transformée est suffisamment importante (==50%), le matériau peut alors se déformer sans endommagement [MIN97] [LEW98].

Précipitation : Trois raisons essentielles sont invoquées pour expliquer l'effet fragilisant de la précipitation. 1- Les particules plus rigides que la matrice initient les cavités, tant en rupture instantanée qu'en condition de fluage, par blocage local de la déformation (glissement intra ou intergranulaire) et décohésion de l'interface particule/matrice [GUT92]. 2- Les particules finement dispersées en

(24)

PART lE 1: Bibliographie et études préliminaires

₂₃

volume ancrent les joints des nouveaux grains, et de ce fait, inhibent la recristallisation dynamique [BER78] [MIN91]. 3- la précipitation intragranulaire fine et dense détériore la ductilité en durcissant la matrice [BER78] [MIN91].

1600 Fer 0 1400 1200 ( ) 0 ~ 1000 .a

!

_E ~ ()(Ferrite 400 200 y Austénte ~

i

"" a.. Q.l~

~

+ + tl~

..

0 u..

...

'*'

~ Y+Fe;,C Auslénite + Cémenüle e+ Fe,C PertHe + Cémentite

Fig. 1-9. Diagramme Fe-C

Te~ eW!ctique (114rC) T.,.en.tuntelâdDTde (127"C) Fe ,c (pour 6, 7%C}

-Cêmenllle

Taille de grain : L'accroissement de la taille des grains fragilise le matériau à

chaud [OZG05] (Fig. 1-10). Ce paramètre dépend de l'histoire thermique du

matériau et surtout du mode de solidification. De plus, les phénomènes de

recristallisation dynamique, favorables à la ductilité se produisent plus

rapidement si la taille de grain initiale est faible.

lU ,' H ... ·" ...

1 ()1) ~Oü .~(Ill 400 500 t'rtl(! ?01)

Tempcr.1ture, "C

Fig. 1-1 O. Courbe de ductilité d'un bronze CuSn6 en fonction de la taille de grain et de

la température [OZG05]

(25)

PARTIE 1: Bibliographie et études préliminaires ₂₄

Aptitude à la recristallisation : C'est la capacité du matériau à créer de nouveaux grains au cours d'une déformation plastique à chaud. En formant de nouveaux joints de grains et en diminuant les contraintes d'écoulement, la recristallisation fait obstacle à la progression des criques à chaud. Ainsi, la recristallisation dynamique de l'austénite durant la sollicitation s'oppose à la rupture intergranulaire, dans la mesure où les microfissures intergranulaires sont piégées par le déplacement et la multiplication des joints de grains [GUT92]. Tout élément susceptible de retarder la recristallisation aura donc un effet nocif en terme de forgeabilité [BEL85].

Composition chimique : Ce paramètre agit différemment selon les éléments mais il en ressort néanmoins quelques tendances. Le carbone joue un rôle fondamental car il détermine le mode de solidification. L'azote favorise l'apparition de film de ferrite. Le vanadium, le niobium, le calcium et l'aluminium ont tendance à approfondir et à élargir la poche de ductilité ainsi qu'à freiner la recristallisation dynamique (Fig. 1-11 ).

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1

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10 -o.t %'-"

~

0 . . . OH2G%Nh 0

600

700 800 900 1000 1100 7 Temperature. oc

Fig. 1-11. Influence (a) du vanadium [MOH02] et (b) du Calcium [REV97] sur la ductilité de l'acier.

(26)

PARTIE 1: Bibliographie et études préliminaires ₂₅

2. Mécanismes de déformation à chaud

La déformation plastique à chaud est régie par l'interaction entre les effets d'écrouissage liés aux mouvements et à l'accroissement des dislocations et les effets de la température sur le réseau cristallin se traduisant par la diffusion d'atomes et de lacunes à travers le réseau. Cette agitation atomique tend alors à faciliter le mouvement des dislocations donc à influer sur le mode de déformation du matériau.

2.1. La diffusion à l'état solide

La diffusion à l'état solide dans les métaux constitue la base même des phénomènes macroscopiques observés lors de cycles thermiques et est à l'origine des

transformations métallurgiques qui en découlent. La diffusion atomique à l'état solide

est un phénomène thermiquement activé qui agit sur le comportement plastique à chaud des métaux.

La diffusion peut être représentée comme des sauts d'atomes d'un site à un site voisin libre. Les sites libres représentent les défauts dits « ponctuels » des réseaux cristallins. Il existe plusieurs types de défauts ponctuels : les lacunes sont des vides consécutifs au manque d'atome en position normale du réseau cristallin, les interstitiels représentent des atomes propres au réseau ou étrangers placés en insertion, et enfin les défauts créés par les atomes étrangers placés en substitution dans le réseau. Les lacunes se forment plus facilement dans les zones de densité atomique moindre, comme les surfaces libres, les joints de grains et les lignes de dislocations. La création et le mouvement de ces défauts sont dus à l'agitation thermique et éventuellement facilités par la déformation plastique de réseau cristallin.

Dans le cas des solides polycristallins, suivant la température et la localisation, différents modes de diffusion peuvent être rencontrés [GUIM55]. A basse température, il ne peut y avoir de mouvement caractéristique dans la masse du réseau cristallin, les phénomènes de diffusion agissent dans les zones de plus faible énergie, c'est-à-dire la surface du grain ou les liaisons atomiques sont moins nombreuses. A température moyenne (0,3 à 0,5 Tt) la diffusion se produit dans les joints de grains (zone de faible densité atomique) où les migrations d'atomes se produisent par mécanisme lacunaire (diffusion intergranulaire). Ce domaine de température correspond à une zone de précipitation intergranulaire observable lors de traitement thermique (revenu). Le

domaine des hautes températures (0, 7 à Tt) permet un accroissement exponentiel du

nombre de défauts, la diffusion est alors volumique, c'est notamment le domaine de température dans lequel on réalise les recuits de normalisation ou d'homogénéisation.

En fonction de la nature du réseau cristallin et des éléments considérés, plusieurs types de diffusion sont observés. Prendre la mesure du phénomène de la

(27)

PARTIE 1: Bibliographie et études préliminaires 26

diffusion d'un élément A dans un environnement 8, appelé hétérodiffusion ou diffusion chimique, se révèle relativement complexe puisque l'environnement de l'atome A qui circule vers et dans 8 est en perpétuelle modification (proportion d'atomes 8 rencontrés) (Fig. 1-12) [LAI02] [NAK03].

C ' r '

Il

'!

x

A B

\

x \ \1

}

1; 1 \ 1 \ 1 " x 1 1 1 1 1 1 1 t2 ~ .. t 1 ! C fx, ti à T donnée 1 1 { ~''< 1 ' 1 1 1 x

Fig. 1-12. Hétérodiffusion ou diffusion chimique entre un matériau A et un matériau 8

Pour mesurer correctement ce phénomène de transport, il est possible de se mettre en condition de dilution infinie dans laquelle l'environnement de l'atome en mouvement ne change pas ou peu. L'élément en mouvement peut, de manière à être suivi plus facilement, être remplacé par un traceur radioactif A* [MISOO]. Il est alors question d'hétérodiffusion en dilution infinie ou, plus simplement encore, d'autodiffusion

dans le cas de la migration d'un radio-traceur A* dans le métal A Ce type

d'expérimentation permet de mesurer une constante propre à l'élément A ou aux éléments A et 8 : le coefficient de diffusion.

Le coefficient de diffusion permet par l'intermédiaire des lois de Fick [LAN05], développées par analogie à la loi de transmission de chaleur de Fourier, de déterminer le flux d'atome proportionnellement au gradient de concentration de ces atomes. La première loi de Fick exprime le flux d'atome

J

{m2_.s-1

) passant en régime permanent à

travers une surface ds (généralement unitaire) dans la direction x perpendiculaire à

ds ,

ac

1

8x étant la variation de concentration par unité de temps correspondant au flux}. La seconde loi de Fick, quant à elle, donne une expression de la diffusion en régime transitoire, c'est-à-dire avec une concentration variable en fonction du temps.

Première loi de Fick : J

.

=-D·-·ds

ac

ax

(1.4)

(28)

Seconde loi de Fick :

ac =j_(Dac)=D· a

2

c

at ax

ax

2

27

Le coefficient d'autodiffusion peut être approximé à l'aide de l'équation

d'Arrhénius. Cette loi est basée sur l'hypothèse que le mécanisme de diffusion est

lacunaire et que les atomes en migration sautent d'une lacune à l'autre à une

fréquence moyenne pour un réseau cristallin donné. Le calcul du coefficient de diffusion est généralement basé sur la migration d'un élément radioactif (traceur mentionné précédemment).

(1.5)

Dans cette relation Q (cal/mol) représente l'énergie d'activation nécessaire à la

formation et à la migration de lacunes ou d'atomes, R la constante molaire des gaz

parfaits, T la température en Kelvin, et 00 le facteur de fréquence égale à 0 pour 1/T=O.

2.2. Déformation plastique à chaud

La capacité à déformer plastiquement un matériau métallique polycristallin est

liée à la mobilité des défauts dans les cristaux. La température accroit cette mobilité et influe fortement sur le comportement mécanique des alliages métalliques, permettant

ainsi un réarrangement de la structure cristalline de manière à minimiser les champs

de contrainte au sein du matériau. Des essais de fluage ou de relaxation sont utilisés pour mettre en évidence ces phénomènes.

Il est possible d'identifier plusieurs modes de déformation en fonction des niveaux de contrainte, de température et de vitesse de déformation :

La déformation plastique pour des niveaux de contrainte élevés s'effectue, uniquement pour les basses températures et partiellement pour les hautes températures, par glissement des dislocations suivant les plans les plus denses du réseau où les mouvements de dislocations sont facilités par des distances

interatomiques moindres. Sous l'effet des contraintes les dislocations ancrées à

d'autres défauts du réseau créent de nouvelles boucles de dislocation et se multiplient (mécanisme de Frank-Read). La multiplication des dislocations augmente donc leurs interactions les unes avec les autres ainsi qu'avec les singularités du réseau (précipités, éléments en solution solide, impuretés ... ) diminuant ainsi leur mobilité. Il faut alors plus d'énergie pour les déplacer et créer un nouvel incrément de déformation plastique. Ce phénomène de blocage des dislocations entraîne un durcissement du matériau, appelé aussi consolidation ou écrouissage.

(29)

PARTIE 1: Bibliographie et études préliminaires ₂₈

Avec l'augmentation de température, d'autres modes de déformation dits de

fluage sont observables pour des températures supérieures à 0,2 T, (température de fusion). Les conséquences macroscopiques du fluage sont aisément observables lors d'essais normalisés durant lesquels un effort constant est appliqué à l'éprouvette et l'évolution de la déformation est mesurée en fonction du temps. Le domaine des températures comprises entre 0,2 T, et T, peut être divisé en trois parties où les mécanismes de déformation diffèrent.

Pour les températures inférieures à 0,3 Tf les phénomènes de diffusion ne sont

pas actifs. Le seul effet de l'agitation thermique facilite le glissement des dislocations et le franchissement des divers obstacles du réseau en augmentant l'oscillation des atomes autour de leur position d'équilibre accroissant ainsi les distances

interatomiques moyennes. Le mécanisme de fluage est alors dit logarithmique, et peut

être considéré comme un mécanisme de consolidation classique dans lequel la vitesse de déformation diminue continument au cours du temps. Ce mécanisme est d'ailleurs observable en pratique que lorsque l'effort appliqué au matériau engendre des contraintes très supérieures à la limite élastique.

Dans le domaine de température compris entre 0,3 Tf et 0,8 Tf, les phénomènes

de diffusion sont prépondérants dans les mécanismes de déformation plastique. A ces températures sont observables différents phénomènes ayant comme conséquence le fluage du matériau : la relaxation aux températures intermédiaires et les mouvements spécifiques de dislocations rendus possible par la forte diffusion atomique aux températures les plus élevées. En effet si le transport de matière et de lacunes par diffusion est suffisamment important, les dislocations peuvent se déplacer hors de leur plan de glissement, il est alors question de montée pour la dislocation coin et de glissement dévié pour les dislocations vis.

Un essai de fluage peut se décomposer en trois stades fonction du temps. Le fluage primaire ou transitoire (stade 1), durant lequel la vitesse de déformation diminue continûment, est relativement court pour les aciers. A ce stade les mécanismes mis en jeu sont semblables à ceux observés pour le fluage logarithmique, c'est-à-dire une phase de consolidation durant laquelle le mouvement des dislocations, permis par les sollicitations extérieures et facilité par l'agitation thermique, diminue au fur et à mesure que les contraintes internes et la déformation plastique augmente. Durant le second stade, le fluage est dit stationnaire, la vitesse de déformation se stabilise. Les effets de la consolidation sont compensés par les phénomènes de restauration à haute température liés aux processus de montée et de glissement dévié des dislocations et les phénomènes d'annihilation de dislocations (annulation de dislocations de signe opposé, diffusion et glissement dans les joints de grain) à plus basse température. Le troisième stade, peu étudié, observe une augmentation de la vitesse de déformation, généralement liée au phénomène de striction localisée. D'une manière générale, la vitesse de fluage augmente avec la contrainte et la température et la durée du fluage primaire et tertiaire augmente avec la contrainte et la température, tandis que celle du fluage secondaire diminue.

(30)

PART JE 1: Bibliographie et études préliminaires ₂₉

Pour les températures supérieures à 0,8 Tf, la déformation plastique n'est plus la

conséquence des mouvements de dislocation, devenues quasiment immobiles, mais du transport de matière par diffusion. La diffusion d'atomes et de lacunes se produit le long des joints des grains d'orientations différentes (autrement dit depuis les joints de grains comprimés vers les joints en extension). De manière générale, la vitesse de fluage est inversement proportionnelle à la taille de grain. Le fluage diffusion (aussi dénommé fluage Herring-Nabarro ou Coble) est observable pour des niveaux de contrainte relativement faibles.

Lors des essais de déformation à moyenne et haute température plusieurs

modes de déformation peuvent être mis en jeu simultanément ou successivement. Ashby et al. [FR082] ont mis au point des cartes de répartition des modes de déformation plastique en fonction de la température, de la vitesse de déformation et de la contrainte de cisaillement pour une taille de grain donnée (Fig. 1-13).

Tempèrature (-q 200 400 600 800 1 000 1 200 1 400 0,2 0,4 0,6 0,6 Température réduite _T/T1\T1= 1810 K) tl.

;;.

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102 c ~ ~ '1:1 Vl "lJ 10

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8

Fig. 1-13. Carte de déformation pour un acier au Cr, Mo, V avec une taille de grain moyenne de 1 001Jm [FR082].

(31)

PARTIE 1: Bibliographie et études préliminaires ₃₀

3. Essais de caractérisation à chaud

Le champ d'investigation du comportement des alliages métalliques à chaud est large et la diversité des essais disponibles reflète une certaine complexité des phénomènes multi-physiques mis en jeu. La caractérisation de la rhéologie voire de la tribologie à chaud nécessite en effet le développement et la mise au point d'essais relativement lourds et délicats à mettre en œuvre. Les nombreux essais proposés en fonction du champ d'application permettent selon leur mode opératoire soit de modéliser un procédé de fabrication ou d'assemblage, soit de simuler un comportement en service d'un composant.

L'analyse de procédés passe généralement par une reproduction au plus près mais généralement partielle des conditions opératoires. On s'attache en effet à ce que le prélèvement de l'alliage étudié soit au moment de l'essai dans un état structural et dans des conditions aux limites et de chargement thermomécaniques les plus proches possibles de ceux engendrés par le procédé.

L'étude des procédés de mise en forme des métaux à chaud tels que le forgeage et le laminage nécessite des essais permettant d'identifier les lois de comportement élasto-plastique rhéologique et tribologique, ainsi que les variables d'endommagement. L'étude des procédés d'assemblage tels que le soudage en joint ou par point impose de surcroît la prise en compte des zones thermiquement affectées (ZA T) et des gradients locaux de propriétés thermo-mécaniques engendrés.

Ces études ont pour objectifs principaux soit d'éviter la formation de défauts (fissures, criques) dans le produit, soit de réduire l'usure des outils. Lors d'un procédé de déformation à chaud, on caractérise généralement la forgeabilité de l'alliage, c'est-à-dire son aptitude à supporter une déformation sans création de défauts.

La simulation du comportement en service a les mêmes exigences que celles de l'analyse de procédés avec un volet supplémentaire relatif à la diversité des cas de charges envisagés. En effet, il s'agit ici de contribuer à maitriser la fiabilité et donc de prédire la durée de vie du composant dans son environnement. Des essais de fluage ou de relaxation sont pratiqués de façon à déterminer l'influence des mécanismes de diffusion en solution solide sur les déformations et les contraintes. Les champs applicatifs sont par exemple la tenue des conduites de chaudière, des aubes de turbines ou encore des tubes de four à catalyse.

Le principe de base des essais à chaud est similaire à celui des essais pratiqués à température ambiante. Il s'agit de solliciter des éprouvettes de géométries relativement simples avec des sollicitations simples ou combinées de façon à activer le(s) mécanisme(s) à étudier. Une bonne connaissance de la géométrie des éprouvettes et des conditions aux limites de celle-ci sont primordiales. Selon les cas, on pratique donc des essais de traction [ROD03] [KIM01], de compression [DOL03] [SER03] [CH001], de torsion [BRU02] ou encore de flexion [BOL03] suivant l'état de contrainte désiré.

(32)

PARTIE 1: Bibliographie et études préliminaires ₃₁

La particularité des essais à haute température est bien entendue d'activer les

mécanismes de déformation à chaud (diffusion, montée des dislocations). Ces essais

de diffusion sous contraintes (fluage, relaxation) sont utilisés pour déterminer les contraintes d'écoulement thermo-viscoplastiques et les lois dites de fluage (loi d'Andrade, ... ) [FUK02] [RAJ03]. Les mécanismes d'adoucissement sont aussi mis en évidence : restauration, recristallisations statique et dynamique.

L'évolution de la structure de l'alliage est un point clé des essais à chaud. La taille des grains, la densité de défaut et la quantité et la répartition des précipités doivent être représentatives du problème traité. On parle dans ce contexte du respect de l'histoire thermo-mécanique de l'alliage.

Le respect de l'histoire thermo-mécanique de l'alliage dépend bien entendu de

l'application du champ thermique et son pilotage (chauffage, maintien,

refroidissement). Plusieurs technologies et procédures sont utilisées pour chauffer l'éprouvette avec des différences en termes de flexibilité :

par résistance,

par induction (métaux),

par rayonnement et convection (four catalyse, four à lampe),

Le chauffage par résistance permet à partir d'un dispositif relativement léger

d'appliquer un champ thermique par conduction des mors vers l'ensemble de l'éprouvette et laisse libre le corps de l'éprouvette pour les mesures d'extensomètrie. Il est surtout efficace pour appliquer des champs thermiques continus sur les éprouvettes de petites dimensions.

Le chauffage par induction s'applique exclusivement aux métaux et permet de localiser le champ de température dans certaines zones de l'éprouvette. De par sa faible inertie thermique il peut être utilisé pour appliquer des champs thermiques

transitoires en surface de l'éprouvette. Le dispositif est cependant lourd

(refroidissement de l'inducteur par eau) et l'inducteur masque la zone active de l'éprouvette et rend difficiles les mesures d'extensomètrie.

L'occurrence des phénomènes et mécanismes opérant à haute température est

délicate à initier, à contrôler et à mesurer, et dépend d'une reproduction précise des

phénomènes multiphysiques (fluage, relaxation, diffusion). Les grandeurs physiques à

reproduire sont les champs de température, les champs de déformation et de vitesse de déformation.

En ce qui concerne plus particulièrement les essais dits de forgeabilité ou de

criquabilité, les analyses concernent généralement la susceptibilité à la crique des

produits élaborés par coulée et notamment par coulée continue. Il s'agit de caractériser

(33)

₃₂

la ductilité à chaud de l'alliage : capacité à se déformer sans rupture ou apparition de criques sévères [MOH02] [CALO?] [OZG05]. Le recours aux essais de traction, de

compression, de torsion et de flexion à chaud est fréquent dans l'étude des

mécanismes de fragilisation à haute température. L'interprétation des résultats après

essai de traction reste la plus aisée, et l'essai de torsion est plutôt réservé aux

problèmes de forgeabilité puisqu'il permet d'atteindre de grandes déformations, à

vitesse de déformation constante, sans modification des dimensions de l'éprouvette. Beaucoup d'auteurs utilisent des machines de type GLEEBLE permettant d'effectuer des tests mécaniques après réchauffage et/ou fusion. Le passage d'un courant dans l'éprouvette permet de chauffer sa partie centrale [DOG01] [LI01]. Celle-ci est généralement placée horizontalement et un tube en quartz positionné autour de la zone chauffée retient le métal liquide (Fig. 1-14). Cette technique permet de simuler facilement de nombreux cycles thermiques et d'obtenir des vitesses de chauffage élevées.

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Fig. 1-14. Schéma de principe d'une machine GLEBBLE

4. Plateforme d'essai à chaud L.A.M.I.H.

La plateforme expérimentale du LAMIH est dédiée à la mise en œuvre et au

développement d'essais de caractérisation mécanique par déformation à chaud

immédiatement après refusion et solidification.

Le principe de base commun à tous les essais développés sur cette plateforme

consiste à fusionner un échantillon de l'alliage métallique étudié grâce à un procédé de

chauffage par induction. L'éprouvette ainsi obtenue possède une géométrie spécifique au type d'essai mis en œuvre et les structures de solidification sont reproduites de façon à simuler les conditions réelles d'utilisation de l'alliage testé.

Les essais sont menés sur une machine de traction MTS série 810 équipée d'une cellule d'effort de 50 kN asservie par le système informatique TESTSTAR permettant l'acquisition simultanée de 8 signaux externes.

Les procédures de fusion et de sollicitation mécanique sont réalisées dans une

Contribution à la caractérisation d'alliages métalliques à faible ductilité après re-fusion et solidification in situ

HAL Id: tel-03002113

https://hal.archives-ouvertes.fr/tel-03002113

Contribution à la caractérisation d’alliages métalliques à

faible ductilité après re-fusion et solidification in situ

Olivier Péniguet

To cite this version:

par

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RESUME

NOTATIONS

INTRODUCTION

PARTIE 1 :

SOMMAIRE

25

a -

a -

a -

a -

47

PARTIE Il : Identification du Comportement Matériau

a -

a -

PARTIE Ill :

et

de

de

CONCLUSION GÉNÉRALE ET PERSPECTIVES

REFERENCES

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NOTATIONS

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