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Effets des รฉlรฉments chimiques
Les superalliages base nickel sont composรฉs de plus dโune dizaine dโรฉlรฉments chimiques qui se rรฉpartissent entre la matrice ฮณ et les prรฉcipitรฉs ฮณโ.
Les รฉtudes sur la composition chimique ont permis de dรฉterminer certaines teneurs optimales pour les applications aรฉronautiques cโest-ร -dire : 10 ร 20% de chrome, jusqu’ร 8% dโaluminium, 5 ร 10% de cobalt et parfois du bore, carbone, tungstรจne, fer et niobium en faible quantitรฉ [Sims, 1987]. Les รฉlรฉments dโalliages contenus dans les superalliages font partie du bloc d des mรฉtaux de transition et peuvent รชtre classรฉs en trois groupes :
โข Les ฮณ gรจnes comme le cobalt, le fer, le chrome, le molybdรจne et le tungstรจne qui stabilisent la phase ฮณ.
โข Les ฮณโ gรจnes tels que lโaluminium, le titane, le niobium et le tantale. Grรขce ร leurs rayons atomiques, supรฉrieurs ร celui du nickel, la prรฉsence de ces รฉlรฉments favorise la formation de la phase durcissante Ni3(Al, Ti, Ta) appelรฉe phase ฮณโ.
โข Les รฉlรฉments comme le bore, carbone et le zirconium qui ร cause de leur rayon atomique trรจs diffรฉrent de celui du nickel sรฉgrรจgent aux joints de grains.
Les effets de ces diffรฉrents รฉlรฉments dโaddition rencontrรฉs dans les superalliages sont prรฉsentรฉs dans le Tableau I-1. Une รฉtude plus approfondie de ces effets a รฉtรฉ rรฉalisรฉe en 2012 par Lecaillier [Augustins-Lecallier, 2012].
En service, dโautres phases peuvent prรฉcipiter ร cause du survieillissement comme les phases topologiquement compactes, ฯ et/ou ยต. Mais les compositions des superalliages sont gรฉnรฉralement choisies afin dโรฉviter la prรฉcipitation de ces phases.
Les dรฉfauts de super-rรฉseau dans ฮณ et ฮณโ
Certaines รฉtudes ont dรฉmontrรฉ que les fautes de super-rรฉseau pouvaient รชtre localisรฉes ร la fois dans les prรฉcipitรฉs ฮณโ et dans la matrice ฮณ [Zhang, 2001; Dรฉcamps, 2004; Raujol, 2010].
Durant des essais de fluage ร 800ยฐC dans le superalliage C263, Zhang a observรฉ ce cisaillement par super-rรฉseau. Selon lui, ce mรฉcanisme a lieu lorsquโune dislocation de matrice .
Cette dissociation a lieu, car la crรฉation dโune faute de super-rรฉseau coรปte moins dโรฉnergie que celle dโune paroi dโantiphase. La dislocation ? ? ? ? ??? ? (??) cisaille la matrice et le prรฉcipitรฉ ฮณโ en laissant une faute extrinsรจque dans chaque phase (Figure I-23(b)). La seconde dislocation (??), bloquรฉe ร lโinterface ฮณ/ฮณโ ne peut se propager quโen contournant le prรฉcipitรฉ ฮณโ (Figure I-23(c)) et en cisaillant la matrice ce qui efface la faute de super-rรฉseau (Figure I-23(d)) [Zhang, 2001]. Toutefois, ce mรฉcanisme de dissociation de la dislocation nโest pas รฉnergรฉtiquement favorable, car ?? ? ? ? ?? ? ? ? ?? ?. Dโautres auteurs expliquent quโil a lieu, car la ligne de la partielle ร lโinterface ฮณ/ฮณโ peut relรขcher les contraintes de cohรฉrence entre les deux phases, ย rรฉduisant ainsi l’รฉnergie globale de la configuration [Kear, 1970; Pope, 1984].
Le glissement dรฉviรฉ et la montรฉe
ร plus hautes tempรฉratures (T ~ 0,5Tf), la diffusion active les mรฉcanismes de glissement dรฉviรฉ et de montรฉe. Lors du glissement dรฉviรฉ, les parties vis des dislocations qui possรจdent plus de degrรฉs de libertรฉ changent de plan de glissement et peuvent passer au-dessus des obstaclesย (Figure I-28). Pour T > 0,5 Tf, la montรฉe des dislocations est observรฉe. Dans ce cas, les parties coins des dislocations vont changer de plan par diffusion de matiรจre. Ce mรฉcanisme identifiรฉ par Benoit [2017], nรฉcessite la formation et la migration de dรฉfauts ponctuels.
Influence des traitements thermiques sur lโAD730TM
Comme tous les superalliages durcis par prรฉcipitation ฮณ/ฮณโ, les propriรฉtรฉs mรฉcaniques de lโAD730TM sont dรฉpendantes des traitements thermiques. Nous allons dans cette partie prรฉsenter lโinfluence de la mise en solution, le refroidissement et le vieillissement sur la microstructure de lโAD730TM et sur ses propriรฉtรฉs mรฉcaniques en fluage.
Influence de la mise en solution
โฆ? Sur la microstructure de prรฉcipitation
Des รฉtudes ont รฉtรฉ rรฉalisรฉes afin dโoptimiser les traitements thermiques ร appliquer sur lโAD730TM [Helstroffer, 2011; Poulain, 2011; Devaux, 2014] [Locq, 2014,2015]. Deux types de traitements thermiques ont รฉtรฉ retenus, lโun conduit ร lโobtention dโune microstructure grains fins (GF) et lโautre une microstructure gros grains (GG) (Tableau I-7).
Le traitement thermique permettant dโobtenir la microstructure GG ร รฉtรฉ developpรฉ ร lโONERA [Locq, 2014,2015].
Le traitement thermique de la microstructure GF est composรฉ dโune mise en solution ร 1080ยฐC pendant 4 h suivi dโune trempe ร lโhuile sur piรจce, ou ร lโair sur รฉbauche (~ 300ยฐC.min-1), puis dโun traitement thermique ร 730ยฐC, 760ยฐC ou 790ยฐC pendant 4 h ou 8h suivi dโune trempe ร lโair (Figure I-35 (a)).
Le traitement thermique supersolvus permettant dโobtenir une microstructure gros grains (Figure I-35 (b)) est composรฉ dโune mise en solution ร double palier suivi dโun traitement thermique รฉgalement ร double palier.
โฆ? Sur les propriรฉtรฉs mรฉcaniques en fluage
Les travaux rรฉalisรฉs par Devaux montrent un effet important de la tempรฉrature de mise en solution sur la durรฉe de vie en fluage de lโAD730TM (Figure I-36) [Devaux, 2012].
En effet, il observe une augmentation de la durรฉe de vie et une diminution de lโallongement lorsque la tempรฉrature de mise en solution augmente.
En complรฉment, Thรฉbaud a รฉgalement fait une รฉtude sur les vitesses de dรฉformation minimale de chaque essai de fluage. Les rรฉsultats ont รฉtรฉ reportรฉs sur un modรจle de Bailey โ Norton qui permet de dรฉcrire le fluage stationnaire ร haute tempรฉrature. Dโaprรจs ce modรจle, cโest durant le stade secondaire que le matรฉriau accumule le plus grand taux de dรฉformation. La vitesse de dรฉformation de ce stade est associรฉe ร la contrainte et ร la tempรฉrature par la loi de Bailey โ Norton selonย avec : ?? la vitesse de dรฉformation, A une constante dans un domaine de tempรฉrature et contrainte donnรฉ, ??la contrainte appliquรฉe et n, appelรฉ coefficient de Norton.
En traรงant la vitesse minimale en fonction de la contrainte, des coefficients de Norton n peuvent รชtre dรฉterminรฉs. En fonction de la valeur de ce coefficient, trois mรฉcanismes qui contrรดlent le fluage peuvent รชtre identifiรฉs :
โข? Pour n = 1, le fluage est contrรดlรฉ par la diffusion des atomes. Ce mรฉcanisme a lieu ร trรจs haute tempรฉrature et ร faible contrainte.
โข? Pour n> 6 โ 7, la dรฉformation en fluage est assurรฉe par le mouvement des dislocations.
โข? Lorsque n ? [1 โ 6], le fluage est mixte, cโest-ร -dire contrรดlรฉ ร la fois par la diffusion et par le mouvement des dislocations.
Le diagramme de Norton tracรฉ par Thรฉbaud (Figure I-38) confirme que la vitesse de dรฉformation de lโAD730TM est sensible ร la contrainte appliquรฉe pour une tempรฉrature donnรฉe.
En effet, un changement de comportement pour les deux microstructures est observรฉ lorsque la contrainte diminue lors des essais de fluage ร 700ยฐC. Pour des contraintes infรฉrieures ร 750 MPa dans les microstructures grains fins et gros grains, le fluage est mixte (n= 2,2 pour les grains fins et n=5,2 pour les gros grains). Pour des contraintes supรฉrieures ร 750 MPa, le fluage dans les deux microstructures nโest contrรดlรฉ que par le mouvement des dislocations (n= 16,9 pour les grains fins et n=22,4 pour les gros grains). Sur ce diagramme de Norton (Figure I-38), le changement de mรฉcanismes est identifiรฉ grรขce au changement de pente qui a lieu ร pour les deux microstructures ร 750 MPa.
Influence du refroidissement depuis la mise en solution
โฆ? Sur la microstructure de prรฉcipitation
Grรขce ร sa fraction volumique ฮณโ intermรฉdiaire (35%), le refroidissement par trempe est possible sur lโAD730TM. La vitesse de refroidissement aprรจs la mise en solution a un effet important sur la microstructure de prรฉcipitation de lโAD730TM. Des observations au microscope รฉlectronique ร balayage avec un canon ร รฉmission de champ (MEB-FEG) et les mesures rรฉalisรฉes par Devaux montrent que plus la vitesse de refroidissement est rapide plus la prรฉcipitation est fine (Figure I-39). Pour le refroidissement le plus lent (30ยฐC. min-1), une prรฉcipitation bimodale estobservรฉe. Cela indique plusieurs vagues de prรฉcipitation au cours du refroidissement.
โฆ? Sur les propriรฉtรฉs mรฉcaniques en fluage
Comme la plupart des superalliages pour les disques de turbine, les propriรฉtรฉs mรฉcaniques de l’AD730โข sont dรฉpendantes des prรฉcipitรฉs ฮณโ (secondaires et/ou tertiaires) qui apparaissent pendant le refroidissement aprรจs la mise en solution. Des essais de fluage ร 700ยฐC, 690 MPa ont รฉtรฉ rรฉalisรฉs par Devaux (Figure I-40). Les rรฉsultats montrent que, plus la vitesse de refroidissement est รฉlevรฉe aprรจs la mise en solution (plus la prรฉcipitation est fine) plus la durรฉe de vie en fluage lโest aussi. La tendance inverse est observรฉe pour lโallongement ร rupture [Devaux, 2012].
Microscopie รlectronique en Transmission en mode conventionnel
Dans cette partie nous allons dรฉtailler les protocoles de prรฉparation des รฉchantillons, nous prรฉsenterons ensuite les diffรฉrentes techniques de Microscopie รlectronique en Transmission (MET) utilisรฉes pour lโobservation et la caractรฉrisation de la microstructure de nos รฉchantillons.
Prรฉparation des รฉchantillons
Les analyses des microstructures et des dรฉfauts dans lโAD730TM ont รฉtรฉ rรฉalisรฉes grรขce ร un MET. Lors de lโutilisation de cette technique, le faisceau dโรฉlectrons est transmis ร travers lโรฉchantillon. Ce dernier doit donc รชtre aminci afin dโรชtre transparent aux รฉlectrons. Pour nos รฉtudes, nous disposions soit dโรฉprouvettes de fluage, soit de barreaux cylindriques obtenus aprรจs traitement thermique et nโayant subi aucun test de fluage. Pour rรฉaliser les lames minces,
des dรฉcoupes de 1 mm dโรฉpaisseur sont extraites de ces รฉprouvettes de fluage et des barreaux cylindriques.
Pour les observations post mortem, des carrรฉs de 2×2 mm sont dรฉcoupรฉs dans la zone utile perpendiculairement ร lโaxe de sollicitation. Pour les observations in situ, des rectangles de 0,8 mm de largeur et de 1 mm de longueur sont prรฉlevรฉs dans des cylindres.
Ensuite, les รฉchantillons sont polis mรฉcaniquement ร lโaide de papier abrasif afin de rรฉduire leur รฉpaisseur jusquโร environ 50 microns. Les lames sont alors amincies jusquโร perforation etย sans dรฉformation grรขce ร un polissage รฉlectrolytique.
Cette deuxiรจme รฉtape est rรฉalisรฉe grรขce ร un amincisseur de type Tรฉnupol de Struers. Dans ce dispositif, lโรฉchantillon, insรฉrรฉ entre deux diaphragmes en platine agit tel une anode.
Lโensemble est disposรฉ dans une cellule contenant un รฉlectrolyte adaptรฉ entre deux plaques porte-buse qui reprรฉsentent les cathodes. Une diffรฉrence de potentiel appliquรฉe entre lโanode et la cathode entraรฎne lโenlรจvement de matiรจre par une dissolution contrรดlรฉe de la surface de lโรฉchantillon.
Lโรฉlectrolyte utilisรฉ dans notre cas contient 5% dโacide perchlorique et 95% de mรฉthanol. Les conditions expรฉrimentales du polissage รฉlectrolytique sont les suivantes :
โข? Tension appliquรฉe : 60 V
โข? Flux : 5-6 V
โข? Tempรฉrature : – 30ยฐC
Aprรจs amincissement, les รฉchantillons sont collรฉs sur des grilles en cuivre qui sโadaptent aux porte-objets.
Essais de traction in situ
Les observations in situ rรฉalisรฉes au JEOL 2010 permettent dโavoir accรจs aux interactions dynamiques dislocations – microstructure lorsque lโรฉchantillon est soumis ร une contrainte et /ou une tempรฉrature. De nombreux auteurs ont dรฉmontrรฉ les avantages et les limitations de lโutilisation des observations in situ pour lโรฉtude de la plasticitรฉ [Martin, 1978; Veyssiรจre, 1989; Coujou, 1990; Clรฉment, 1991; Couret, 1993; Pettinari, 2001].
Les essais in situ rรฉalisรฉs dans le cadre de ma thรจse ont รฉtรฉ faits sur un porte-objet de traction, simple inclinaison dรฉveloppรฉ dans le cadre dโun partenariat entre le Cemes et GATAN. Ce porte-objet, prรฉsentรฉ sur la Figure II-5(a), permet des essais de traction in situ ร lโambiante, mais รฉgalement en tempรฉrature jusquโร environ 1400ยฐC. La Figure II-5(b) est un agrandissement de la tรชte du porte-objet. On peut observer sur cette figure un mors fixe ainsi quโun mors mobile qui est reliรฉ ร un moteur et permet le rรฉglage de la vitesse de dรฉformation.
Pour les essais en tempรฉrature, les lames in situ sont collรฉes sur des grilles en molybdรจne ร lโaide dโun adhรฉsif Resbond 908.
Les essais in situ sur lโAD730TM ont รฉtรฉ rรฉalisรฉs sur des polycristaux ou des monograins non dรฉformรฉs. Cependant, malgrรฉ de nombreuses tentatives nous nโavons obtenu que trรจs peu de rรฉsultats exploitables. En effet, nous avons rencontrรฉ des difficultรฉs lors de la prรฉparation des รฉchantillons. Ces derniers รฉtant souvent fissurรฉs, lors des essais in situ, on observait une propagation rapide de la fissure ce qui empรชchait la dรฉformation de lโalliage. De plus, les lames รฉtant collรฉes sur des grilles, nous avons รฉgalement rencontrรฉ des problรจmes de tenue de la colle lors des essais autour de 500ยฐC. Afin de nous affranchir de ces problรจmes de colle, nous avons usinรฉ directement des รฉprouvettes dans les cylindres vieillis. Cependant, avec ces รฉprouvettes, nous avons rencontrรฉ des problรจmes de polissage non uniforme qui nโont pas permis dโobserver dans des bonnes conditions ces รฉchantillons en MET in situ.
Analyse quantitative de la microstructure
Caractรฉrisation de la microstructure de prรฉcipitation
La microstructure de prรฉcipitation joue un rรดle important dans lโanalyse des mรฉcanismes de dรฉformation. Afin de pouvoir comprendre et prรฉdire le comportement mรฉcanique des superalliages, les paramรจtres tels que la fraction volumique, la taille des prรฉcipitรฉs ฮณโ et la largeur des couloirs doivent รชtre connus. Dans cette partie, nous allons prรฉsenter les mรฉthodologies qui nous ont permis de dรฉterminer ces diffรฉrents paramรจtres.
Pour rappel, la microstructure des รฉchantillons GF est constituรฉe de gros prรฉcipitรฉs ฮณโ primaires et de prรฉcipitรฉs ฮณโ secondaires. Dans les รฉchantillons GG, on observe la prรฉsence de prรฉcipitรฉs ฮณโ secondaires ainsi que celle des prรฉcipitรฉs ฮณโ tertiaires.
โฆ? Dรฉtermination de la taille des prรฉcipitรฉs ฮณโ
La Figure II-6 (a1) et (b1) prรฉsente les prรฉcipitรฉs ฮณโ secondaires respectivement dans les รฉchantillons GF et GG. On voit que dans les รฉchantillons GF les prรฉcipitรฉs ฮณโ secondaires sont sphรฉriques alors quโils sont cubiques dans les รฉchantillons GG. Pour dรฉterminer la taille des prรฉcipitรฉs ฮณโ secondaires quelle que soit leur forme, nous avons caractรฉrisรฉ leur surface projetรฉe. Pour cela, nous avons tracรฉ les contours puis binarisรฉ les images (Figure II-6 (a2) et (b2)). ร partir de ces images binaires, lโutilisation dโun code sous python permet de calculer la surface S de chaque prรฉcipitรฉ ฮณโ. En effet, ce code reconnaรฎt les pixels noirs comme รฉtant des prรฉcipitรฉs ฮณโ. Les diamรจtres d sont ensuite calculรฉs avec lโรquation II-1 lorsque les prรฉcipitรฉs ฮณโ secondaires sont assimilรฉs ร des cubes et avec lโรquation II-2 quand ils sont sphรฉriques.
โฆ? Dรฉtermination de la largeur des couloirs
La mesure de la largeur des couloirs a รฉtรฉ rรฉalisรฉe entre les prรฉcipitรฉs ฮณโ secondaires cubiques et prรฉcipitรฉs ฮณโ tertiaires. Suivant les prรฉcipitรฉs considรฉrรฉs, la technique utilisรฉe nโest pas la mรชme. Pour la taille des couloirs entre les prรฉcipitรฉs ฮณโ secondaires cubiques nous avons utilisรฉ les images comme sur la Figure II-6 (b2) en supposant que chaque prรฉcipitรฉ ฮณโ secondaire est prรฉsent dans lโรฉpaisseur de lโรฉchantillon et un code sous python. Ce dernier considรจre tous les pixels de chaque particule voisine et calcule la distance entre ces particules. Ces distances mesurรฉes dans le plan dโobservation (PO) sont projetรฉes dans les quatre plans de glissement (PG) {111} possibles selon le schรฉma de la puis la distance rรฉelle est obtenue grรขce ร lโรquation II-3.
Pour dรฉterminer la taille des couloirs entre les prรฉcipitรฉs ฮณโ tertiaires, nous avons utilisรฉ des micrographies prรฉsentant des tertiaires cisaillรฉs (Figure II-7). Nous mesurons directement sur ces images la taille des couloirs. Les distances obtenues dans le cas des prรฉcipitรฉs ฮณโ tertiaires ne sont projetรฉes que suivant un plan de glissement prรฉalablement identifiรฉ.
Les incertitudes pour la dรฉtermination de la taille des couloirs sont liรฉes ร lโรฉpaisseur du trait et au logiciel utilisรฉ. Elles sont estimรฉes ร 9% pour les couloirs entre prรฉcipitรฉs ฮณโ secondaires cubiques et de 7% entre prรฉcipitรฉs ฮณโ tertiaires.
Les incertitudes de mesure de la taille des couloirs sont estimรฉes ร 9% entre prรฉcipitรฉs ฮณโ secondaires et 12 % entre prรฉcipitรฉs ฮณโ tertiaires.
Analyses chimiques locales par spectroscopie EDX et EELS
Les analyses des compositions chimiques locales des diffรฉrentes phases de lโAD730TM ont รฉtรฉ rรฉalisรฉes sur des MET couplรฉs ร des spectromรจtres. Il existe plusieurs types de spectromรจtres qui se distinguent en fonction du type de rayonnement recueilli suite ร lโinteraction รฉlectron matiรจre. Les spectroscopies utilisรฉes dans le cadre de lโรฉtude sont la spectroscopie ร rayon X ร dispersion dโรฉnergie (ou EDXS : Energy Dispersive X-ray Spectroscopy) et la spectroscopie de perte d’รฉnergie des รฉlectrons (ou EELS : Electron Energy-Loss Spectroscopy). Ces techniques dรฉtectent respectivement les photons et les รฉlectrons gรฉnรฉrรฉs lors de l’interaction inรฉlastique. Au Cemes, les microscopes utilisรฉs รฉquipรฉs de ces spectromรจtres sont le Philips CM20FEG, le TECNAIF20 et lโI2TEM. Dโautres analyses ont รฉtรฉ rรฉalisรฉes au Centre de MicroCaractรฉrisation Raimond Castaing sur le JEM-ARM200F Cold FEG. Ce microscope รฉlectronique en transmission รฉquipรฉ dโun canon ร รฉmission de champ, corrigรฉ sonde possรจde ร la fois un spectromรจtre EDX et un spectromรจtre EELS. Nous pouvons donc simultanรฉment faire les deux types dโanalyses sur une mรชme zone. De plus, dans ce microscope, la sonde est corrigรฉe ce qui permet de sโaffranchir des aberrations sphรฉriques. La taille de la sonde du JEM-ARM200F Cold FEG est dโenviron 70 picomรจtres.
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Table des matiรจres
INTRODUCTION GENERALE
CHAPITRE I : รTUDE BIBLIOGRAPHIQUE
I.1. LES SUPERALLIAGES BASE NICKEL
I.1.a. Historique
I.1.b. Propriรฉtรฉs des phases
I.1.c. Effets des รฉlรฉments chimiques
I.1.d. Relation entre les traitements thermiques et les propriรฉtรฉs en fluage
i. Relations entre les traitements thermiques et la microstructure
ii. Relation entre la microstructure et les propriรฉtรฉs en fluage
I.2. LES DEFAUTS DANS LES SUPERALLIAGES
I.2.a. La phase ฮณ
i. Les dรฉfauts linรฉaires
ii. Les dรฉfauts plans
I.2.b. La phase ฮณโ
i. Les dรฉfauts linรฉaires
ii. Les dรฉfauts plans
I.2.c. Les dรฉfauts de super-rรฉseau dans ฮณ et ฮณโ
I.2.d. Les Macles et Micromaclage
I.2.e. Le glissement dรฉviรฉ et la montรฉe
I.3. DURCISSEMENT STRUCTURAL DANS LES SUPERALLIAGES
I.3.a. Contournement
I.3.b. Cisaillement avec crรฉation dโune paroi dโantiphase
I.3.c. Aspect thรฉorique du durcissement dans les superalliages
I.3.d. Bilan des mรฉcanismes de dรฉformation
I.4. LE SUPERALLIAGE AD730TM
I.4.a. Objectifs du dรฉveloppement
I.4.b. Optimisation de lโAD730TM
i. Composition chimique
ii. Microstructure
I.4.c. Influence des traitements thermiques sur lโAD730TM
i. Influence de la mise en solution
ii. Influence du refroidissement depuis la mise en solution
iii. Influence du traitement thermique
I.5. CONCLUSION
CHAPITRE II : MATERIAU ET TECHNIQUES EXPERIMENTALES
II.1.MATERIAU ETUDIE
II.2.MICROSCOPIE รLECTRONIQUE EN TRANSMISSION EN MODE CONVENTIONNEL
II.2.a. Prรฉparation des รฉchantillons
II.2.b. Observations en mode conventionnel
II.2.c. Essais de traction in situ
II.2.d. Analyse quantitative de la microstructure
i. Caractรฉrisation de la microstructure de prรฉcipitation
ii. Orientation cristallographique des grains
II.3. ANALYSES CHIMIQUES LOCALES PAR SPECTROSCOPIE EDX ET EELS
II.3.a. Analyses EDX
II.3.b. Analyses EELS
II.3.c. Synthรจse
CHAPITRE III : EFFET DE LA TAILLE DES GRAINS ET DE LA CONTRAINTE SUR LES MICROMECANISMES DE DEFORMATION
III.1. PRESENTATION DE LA PROBLEMATIQUE
III.1.a. Comportements macroscopiques – effet de la taille des grains
III.1.b. Comportements macroscopiques – effet de la contrainte appliquรฉe
III.2. PRESENTATION DES ECHANTILLONS
III.2.a. รchantillons ร microstructure GF
i. Traitements thermiques
ii. Microstructure de prรฉcipitation : prรฉcipitรฉs secondaires
III.2.b. รchantillons ร microstructure GG
i. Traitements thermiques
ii. Microstructure de prรฉcipitation
III.3.MICROMECANISMES DE DEFORMATION
III.3.a. รchantillons ร microstructure GF
i. Essais de fluage sous 600 MPa
ii. Essais de fluage sous 850 MPa
iii. Synthรจse
III.3.b. รchantillons ร microstructure GG
i. Essais de fluage sous 600 MPa
ii. Essais de fluage sous 850 MPa
iii. Synthรจse
III.4. BILAN SUR LES MICROMECANISMES DE DEFORMATION OBSERVES
III.4.a. Micromรฉcanismes de dรฉformation dans les prรฉcipitรฉs ฮณโ primaires
III.4.b. Micromรฉcanismes de dรฉformation dans les grains
III.5. EFFET DE LA TAILLE DES GRAINS SUR LES MICROMECANISMES DE DEFORMATION
III.6. EFFET DE LA CONTRAINTE SUR LES MICROMECANISMES DE DEFORMATION
III.6.a. Approche quantitative des micromรฉcanismes de dรฉformation
III.6.b. Comparaison des micromรฉcanismes de dรฉformation sous 600 MPa et 850 MPa des microstructures GF
III.6.c. Comparaison des micromรฉcanismes de dรฉformation sous 600 MPa et 850 MPa des microstructures GG
i. Facteur de Schmid
ii. Dรฉsorientation cristallographique
iii. Synthรจse – Discussion
III.7. CONCLUSIONS
CHAPITRE IV : EFFET DE LA TEMPERATURE DE TRAITEMENT THERMIQUE ET DE VIEILLISSEMENT SUR LES MICROMECANISMES DE DEFORMATION
IV.1. EFFET DU TRAITEMENT THERMIQUE
IV.1.a. Prรฉsentation de la problรฉmatique
IV.1.b. Micromรฉcanismes de dรฉformation
i. Micromรฉcanismes de dรฉformation dans les รฉchantillons GF760ยฐC
ii. Micromรฉcanismes de dรฉformation dans les รฉchantillons GF790ยฐC
iii. Analyse des mรฉcanismes de dรฉformation par des dislocations partielles
iv. Synthรจse
IV.1.c. Dรฉtermination de la chimie
i. Spectroscopie EDX
ii. Spectroscopie EELS
iii. Validitรฉ des rรฉsultats obtenus
iv. Dรฉtermination de lโรฉnergie de dรฉfaut dโempilement
v. Synthรจse
IV.1.d. Discussion des rรฉsultats
i. รvolution de la concentration chimique locale avec le traitement thermique et ses consรฉquences sur la SFE et sur l’APBE
ii. Interprรฉtation des micromรฉcanimes observรฉs avec la littรฉrature
iii. Relation entre les courbes de fluage macroscopiques et les rรฉsultats expรฉrimentaux
IV.1.e. Conclusion intermรฉdiaire
IV.2. EFFET DU VIEILLISSEMENT
IV.2.a. Problรฉmatique et traitement thermique
IV.2.b. Effet du vieillissement sur la microstructure de prรฉcipitation
i. Prรฉcipitรฉs primaires
ii. Prรฉcipitรฉs secondaires
IV.2.c. Micromรฉcanismes de dรฉformation
i. รchantillons non vieillis
ii. รchantillons vieillis 100 h ร 850ยฐC
iii. Synthรจse
IV.2.d. Discussion des rรฉsultats
i. Effet du vieillissement sur les prรฉcipitรฉs primaires
ii. Effet du vieillissement sur les prรฉcipitรฉs ฮณโ secondaires
iii. Effet du vieillissement sur les micromรฉcanismes de dรฉformation
IV.2.e. Conclusion intermรฉdiaire
IV.3. CONCLUSION GENERALE
CONCLUSIONS GENERALES ET PERSPECTIVES
REFERENCES BIBLIOGRAPHIQUES
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