EFFET DE L'ETAT DE SURFACE ET DES TRAITEMENTS SUPERFICIELS SUR L'EVOLUTION DES FISSURES DE FATIGUE
J. STOLARZ*
*ENSM.SE, 158 cours Fauriel, 42023 Saint-Etienne cedex 2
Introduction
Sur les éprouvettes non entaillées, les fissures de fatigue s'amorcent, en l'absence de défauts de microstructure, dans les zones de localisation de la déformation plastique en surface. Dans les polycristaux mono- et polyphasés, il s'agit le plus souvent de grains le plus favorablement orientés vis-à-vis du glissement de dislocations. Le premier stade de propagation est entièrement déterminé par la microstructure du matériau à travers l'orientation cristallographique des grains situés sur la trajectoire de la fissure, en surface et en volume, et à travers l'effet de barrières microstructurales, notamment des joints de grains et/ou interphases.
Il semble également utile de rappeler que, contrairement au point de vue toujours très répandu, la fraction de la durée de vie NF après laquelle intervient l'amorçage de telles fissures, dites courtes ou cristallographiques, se situe entre 5 et 20%, selon le matériau et qu'elle ne dépend pratiquement pas, en termes de durée de vie réduite, de l'amplitude des efforts cycliques appliqués. Ainsi, comme le début de propagation de la fissure fatale, selon la loi de Paris, n'a lieu que vers 90% NF environ, on assiste, pendant la majeure partie de la durée de vie d'une éprouvette lisse, à une évolution lente de fissures courtes: fissuration multiple, propagation à travers les barrières microstructurales en surface et en volume, coalescence surfacique.
Dans ce qui suit, nous allons discuter les effets possibles de modifications de l'état de surface et de traitements superficiels sur une éprouvette lisse sur la durée de vie en fatigue à travers les changements des mécanismes et de la cinétique de propagation des fissures courtes.
1. Le concept d'obstacle microstructural à la propagation de fissures de fatigue Une fissure courte amorcée le long d'un plan de glissement d'un grain ne dispose d'aucun moyen pour franchir directement les interfaces présentes sur sa trajectoire.
De plus, même pour un polycristal monophasé, chaque grain possède des caractéristiques différentes de ses voisins, notamment la valeur locale de la limite physique d'élasticité. La "propagation" d'une fissure n'est possible qu'à travers un processus indirect qui implique l'activation du glissement dans le grain voisin, puis l'amorçage d'une nouvelle fissure près de la barrière et la coalescence superficielle (fig. 1). L'accumulation d'endommagement dans le grain voisin peut s'étendre sur un nombre considérable de cycles, en fonction de l'amplitude d'efforts appliqués mais surtout en fonction de propriétés du grain voisin. Il est évident qu'un tel processus de propagation indirecte peut être très long si le grain voisin se caractérise par une limite élastique beaucoup plus élevée que le grain fissuré. Ce problème est particulièrement net dans les alliages polyphasés [1] dont les matériaux ayant subi des traitements superficiels sont un cas particulier.
fig. 1. Principe de la propagation de fissures courtes de fatigue à travers les barrières
2. Propagation de fissures courtes en surface et en volume
L'amorçage et la propagation des fissures courtes de fatigue sont souvent considérés comme un processus purement superficiel. Cette hypothèse est confortée par les observations expérimentales selon lesquelles la contrainte maximale et minimale, enregistrées lors de tests à amplitude de déformation imposée, restent stables avant le début de la propagation de la fissure fatale en volume (vers 90% NF). Le degré d'endommagement du matériau est associé, dans cette approche, soit à la densité surfacique de fissures, soit à leur longueur totale [2]. Ainsi, la coalescence superficielle de fissures, souvent observée en fatigue oligocyclique, contribuerait fortement à une accélération de l'endommagement. Néanmoins, de nombreuses observations indiquent que lorsque le schéma "fissuration multiple – coalescence"
est favorisé, la durée de vie en fatigue augmente [3]. Face à cette contradiction, Stolarz a proposé une approche intermédiaire entre le modèle surfacique et l'hypothèse de propagation à la même vitesse en surface et en volume [4]. Dans ce modèle, les barrières microstructurales jouent un rôle déterminant à deux niveaux.
La barrière du premier degré (fig. 2a), dont la résistance est souvent assimilée à la limite d'endurance du matériau, concerne la propagation en surface et en volume des fissures courtes contenues dans les grains individuels. Les barrières du second degré (fig. 2b) interviennent surtout pour la propagation en volume au-delà de la seconde couche de grains. Comme le franchissement d'une telle barrière implique une propagation simultanée de la fissure dans plusieurs grains, la résistance de la barrière sera déterminée par les propriétés du grain le moins favorablement orienté.
fig. 2. Propagation de fissures courtes en volume: barrières microstructurales du premier (a) et du second (b) degré
σ σ
σ
σ
σ
(b)
(a)
Il en résulte que la propagation en volume est nettement plus difficile que la propagation en surface dès que la barrière du premier degré est franchie. Les observations simultanées des fissures courtes en surface et en volume confirment le modèle proposé: les fissures s'arrêtent après le franchissement de la deuxième voire troisième couche de grains mais elles continuent de croître en surface, y compris par coalescence [4]. Dès qu'une des fissures parvient à franchir une barrière schématisée dans la fig. 2b, la propagation en volume n'est plus entravée et le matériau évolue rapidement vers la rupture.
En résumé, sur une éprouvette lisse, le degré d'endommagement peut être assimilé à la profondeur de la fissure principale. L'évolution de la profondeur n'étant pas parallèle à celle de la longueur en surface (fig. 3), notamment dans le cas de la fissuration multiple et de la coalescence, seules les mesures de la dimension des fissures en volume peuvent donner une indication sur l'état du matériau.
fig.3. Représentation schématique de l'évolution le la longueur et de la profondeur d'une fissure de fatigue
Ainsi, le comportement des fissures de fatigue dans le stade cristallographique de leur croissance et, plus précisément, lorsque leur profondeur ne dépasse pas l'équivalent de trois diamètres de grains détermine largement la durée de vie du matériau. Il est donc compréhensible que toute modification de conditions dans lesquelles les fissures courtes évoluent immédiatement après leur amorçage peut jouer un rôle déterminant du point de vue de la résistance cyclique.
3. Influence de l'état de surface sur la résistance cyclique (alliage Al-17Si) La microstructure de l'alliage hypereutectique Al-17Si fabriqué au laboratoire de l'ENSM.SE par solidification dirigée sous atmosphère protectrice se compose d'un eutectique aciculaire Al-Si et de cristaux de Si primaire (fig. 4). Alors que la dimension linéaire des plaquettes de silicium eutectique est de l'ordre de 100 µm, pour une distance moyenne entre les plaquettes de 38 µm, celle de cristaux primaires peut atteindre 500 µm. La fig. 5 illustre le comportement inhabituel de cet alliage lors de tests de fatigue oligocyclique en traction-compression symétrique à
L/2, H
N/N
Fl'air à 20°C. Le diagramme de Manson-Coffin se compose de deux segments droits parallèles, la valeur critique de l'amplitude de déformation plastique imposée (∆εp/2) se situant aux alentours de 0,1%. Autour de cette valeur critique, la durée de vie chute brutalement d'un facteur supérieur à 10.
fig. 4. Microstructure binarisée de l'alliage Al-17Si élaboré par la solidification dirigée [3]
fig. 5. Fatigue oligocyclique de l'alliage Al-17Si (traction-compression symétrique, air, 20°C)
Les observations du mode de fissuration et l'analyse des mécanismes de rupture ont été présentés en détail dans [3]. Dans le régime "basse" déformation, l'alliage subit une fissuration multiple amorcée sur les interfaces Al/Si dans l'eutectique alors que les particules de Si primaire ne subissent aucune fissuration. Les "ponts" ductiles d'aluminium eutectique constituent, dans ce cas, les barrières microstructurales [3].
Dans le régime déformation "élevée", la première fissure s'amorce sur l'un des 100 µm
10-4 10-3 10-2 log NF
102
log ∆εp/2 103
104
cristaux de silicium primaire. Par rapport à l'échelle de la microstructure eutectique (taille de plaquettes Si, distance entre les plaquettes), la profondeur de cette première fissure est suffisamment importante pour que l'effet de barrières microstructurales en volume soit négligeable. Il en résultent une propagation rapide et une rupture très fortement accélérée par rapport au cas "basse" déformation.
fig. 6. Effet du "défaut critique" en surface sur la durée de vie dans Al-17Si
L'endommagement du matériau à déformation "élevée" commence dès les premiers cycles par la création d'un défaut dont la profondeur dépasse largement la dimension caractéristique de la microstructure eutectique, d'où la chute brutale de la durée de vie (fig. 6).
En règle générale, on peut admettre que tout défaut superficiel, qu'il soit d'origine interne ou externe, peut conduire à une rupture accélérée en fatigue à partir du moment où sa profondeur est supérieure à trois fois la dimension caractéristique de la microstructure en question. Ainsi, en plus du ratio "profondeur du défaut / diamètre de l'éprouvette", l'analyse du danger résultant d'un état de surface défectueux doit tenir compte de l'échelle de microstructure.
En revanche, au vue des mécanismes de la propagation de fissures courtes évoqués plus haut, la longueur superficielle de défauts n'a pas d'incidence directe sur la durée de vie.
4. Effet des traitements de surface sur la résistance cyclique
Si les modifications éventuelles de la durée de vie en fatigue résultant d'un état de surface dégradé s'expliquent par les mécanismes de propagation en volume des fissures courtes, l'effet des traitements de surface peut être interprété sur la base du concept de barrières microstructurales appliqué aux matériaux biphasés. Comme l'illustre la fig. 7 ci-dessous, nous considérons la couche superficielle d'une éprouvette non entaillée ayant subi un traitement conduisant à un durcissement en surface. L'épaisseur de la couche transformée est considérée comme négligeable par rapport au diamètre de l'éprouvette. Dans ces conditions, lors d'un essai de fatigue axiale, le matériau de base et la couche modifiée subissent la même déformation totale (conditions d'isodéformation) bien que la contrainte dans la couche
H
N
"basse"
déformation déformation "élevée"Début de l'essai de fatigue à déformation
"élevée": fissuration du silicium primaire Début de l'essai de fatigue
à "basse" déformation:
fissuration multiple du silicium eutectique
superficielle puisse être nettement supérieure à celle que subit le matériau de base (fig. 7).
fig. 7. Fatigue d'une éprouvette durcie en surface: contraintes subies par le matériau de base et par la zone superficielle
Si la limite élastique de la couche superficielle est supérieure à celle du matériau de base, la matrice peut subir une déformation plastique alors que la surface reste dans le domaine élastique. Comme les paramètres de l'essai (σ, ∆εt) ne sont pas affectés par la présence de la zone modifiée d'une très faible épaisseur, le premier stade de l'essai est analogue à celui que l'on observerait sur une éprouvette non traitée, à savoir la localisation de la déformation plastique dans les grains les plus favorablement orientés de la matrice. Toutefois, comme l'amorçage de fissures de fatigue résulte dans la plupart des cas de la formation d'un relief superficiel résultant des interactions entre les bandes de glissement et la surface libre, la présence d'une couche durcie à la surface est censée ralentir ce mécanisme.
La fig. 8 montre un exemple de cet effet observé dans un acier inoxydable métastable de haute pureté (Fe-17Cr-13Ni) sollicité en traction-compression symétrique à ∆εp/2=±0,5%, à 20°C. Le relief produit dès les premiers cycles par les interactions des bandes de glissement dans l'austénite avec la surface libre crée des zones de concentration de contraintes suffisante pour déclencher une transformation martensitique [4]. On observe ainsi la formation d'une couche superficielle d'une épaisseur de quelques microns au maximum qui empêche les bandes de glissement formées dans l'austénite d'émerger en surface. La conséquence directe de la présence d'une couche durcie en surface du Fe-17Cr-13Ni est un retardement considérable de l'amorçage des premières fissures courtes. Les observations, discutées en détail dans [4] indiquent que le nombre de cycles nécessaire pour amorcer la première fissure courte est doublé, dans les conditions d'essai identiques, par rapport à un alliage de composition chimique très proche, mais stable vis-à-vis de la transformation
zone modifiée
matrice
∆εt/2
σ
σ
rσ
mmartensitique induite par la plasticité cyclique. L'accroissement de la durée de vie du à la présence d'une couche superficielle est donc de l'ordre du retard à l'amorçage. Dans le cas présenté ici, il s'agit d'une augmentation de NF de 10 à 15%
environ.
fig. 8. Formation d'une couche superficielle de martensite a dans un acier inoxydable de haute pureté Fe-17Cr-13Ni sollicité en traction-compression symétrique à ∆εp/2=±0,5%, à 20°C
En ce qui concerne l'amorçage des fissures dans un matériau recouvert d'une couche durcie, deux possibilités sont à envisager.
Premièrement, si la couche superficielle se caractérise par une limite élastique nettement supérieure et par une ductilité comparable à celle du matériau de base, les fissures courtes auront tendance de s'amorcer en sous-couche et de se propager en volume sans que leur présence puisse être détectée initialement par les seules observations en surface. La durée de vie sera toujours supérieure comparée à celle du matériau non traité, mais l'absence de la fissuration superficielle demandera plus de précautions dans l'évaluation du degré d'endommagement.
Deuxièmement, si la ductilité de la couche superficielle durcie est largement inférieure à celle du métal de base, des interactions des bandes de glissement avec l'interface matrice / couche superficielle, pourront mener à une concentration de contraintes dans la couche, conduisant à l'amorçage, toujours retardé, mais quand- même superficiel. Ce type d'interaction a été identifié dans le cas d'aciers inoxydables duplex vieillis [4]. Il a également été observe dans l'acier austénitique métastable présenté ici. Les fissures courtes de fatigue s'amorcent toujours en surface, dans la zone martensitique (fig. 9), bien que celle-ci ne subit aucune déformation plastique visible. Bien que très néfaste dans les matériaux biphasés caractérisés par des proportions comparables des deux phases [4], ce phénomène traduit une résistance cyclique légèrement améliorée dans les matériaux traités superficiellement.
10µm
α γ
fig. 8. Amorçage des fissures courtes dans la couche superficielle de martensite dans un acier austénitique métastable Fe-17Cr-13Ni à ∆εp/2=±0,5%, à 20°C Conclusions
Dans le présent essai, nous avons présenté deux cas des matériaux pour lesquels la résistance cyclique a été considérablement modifiée à travers les changements de l'état de surface. Sans vouloir généraliser les conclusions de nos observations, nous pouvons nous permettre de formuler quelques idées au sujet de l'effet des modifications de l'état de surface sur la durée de vie en fatigue.
L'état de surface, le terme incluant à la fois les défauts exogènes à la microstructure et les zones "critiques" (particules et grains de taille importante, pores, …) et les défauts exogènes, joue un rôle déterminant sur la durée de vie en fatigue sur les éprouvettes lisses. Nous soulignons l'importance de la dimension en volume du défaut en question comparée à l'échelle de microstructure. Dans l'exemple présenté plus haut, la réduction de la durée de vie à travers l'effet d'une zone critique dépasse nettement le facteur dix.
Les traitements superficiels conduisant au durcissement d'une couche plus au moins épaisse du matériau ont pour l'effet une amélioration de la durée de vie en fatigue, mais il est difficile d'espérer que l'augmentation de NF dépasse quelques dizaines de
% au maximum. De plus, il est indispensable de noter que cette amélioration de la résistance cyclique reste difficile à suivre lors des tests de fatigue à travers des simples observations en surface car les mécanismes affectés concernent surtout la propagation en volume, alors que l'aspect superficiel de l'éprouvette testée pourrait mener à une appréciation erronée quant au degré d'endommagement du matériau.
Références
1. J. Stolarz, J. Foct, Mat. Sci. Engng. A319-321, 501 (2001).
2. A. Bataille, T. Magnin, Acta Metall. Mater. 42, 3817 (1994).
3. J. Stolarz, O. Madelaine-Dupuich, T. Magnin, Mat. Sci. Engng. A2, 275 (2001).
4. J. Stolarz, Materials Testing 46, 291 (2004).
