Soutenance mémoire
Mobilité des joints de grains et forces motrices
Dans une microstructure, les joints de grains peuvent être amenés à migrer sous l’effet de différentes forces motrices. Voici les principales sources d’énergies parmi celles citées par Gottstein et Shvindlerman (1999),
1. Energie de déformation ou densité de dislocations, dont la différence de part et d’autre du joint produit la force motrice pour la migration de celui-ci. Le joint migre du grain le moins déformé vers le grain qui présente la densité de dislocation la plus élevée, de façon à minimiser l’énergie totale du système
2. Energie du joint de grains : l’énergie d’interface et la courbure produisent une force motrice visant à minimiser la surface du joint en se rapprochant de la configuration plane
3. Différence d’énergie élastique entre les deux grains adjacents dues à la microségrégation chimique .
La mobilité est sensible aux paramètres thermodynamiques, notamment la température et aux caractéristiques intrinsèques du joint de grains qui elles même dépendent de ses 5 degrés de liberté (Humphreys et Hatherly 2004, chapitre 5). La mesure expérimentale de la mobilité est assez délicate. Pour pouvoir la déduire de la vitesse de migration il faut garantir d’une part la constance de la force motrice et d’autre part prendre en compte l’existence d’impuretés susceptibles d’altérer considérablement la migration des joints. De ce fait, actuellement, la connaissance de ce paramètre est limitée. Nous disposons tout-de-même de quelques informations. De manière générale, les joints de grains de forte désorientation sont plus mobiles que les joints de faible désorientation.
Cependant l’angle de désorientation n’explique pas, à lui seul, les variations de mobilité dans les joints de forte désorientation .
Joints coïncidents et Coincidence Site Lattice
Le degré de coïncidence entre deux grains adjacents est un moyen de caractériser la désorientation entre les cristaux adjacents. La première utilisation de ce paramètre pour décrire le joint remonte aux travaux de Kronberg et Wilson (1949). Ces derniers ont constaté, en étudiant les textures de recristallisation secondaire dans le cuivre, que l’orientation des germes n’était pas aléatoire. En effet, certaines désorientations, relativement aux grains parents, sont privilégiées au cours de la recristallisation. Afin de les exprimer, il a utilisé deux types de représentions (1) l’expression classique : angle et axe rotation (2) un modèle moins courant : degré de coïncidence des deux grains (cristaux) adjacents séparés par le joint de grains.
Ce modèle, purement cristallographique, a ensuite été repris et formalisé par Brandon et al. (1964), Brandon (1966) et Ranganathan (1966). Le nom attribué au réseau de coïncidence constitué par les nœuds communs aux deux réseaux adjacents est CSL, pour « Coincidence Site Lattice ».
Le degré de coïncidence, noté Σ, est le rapport du volume de la maille de coïncidence CSL (éq. I-5), (en bleu dans la figure I-6), sur le volume de la maille simple du cristal. Plus le degré de coïncidence est élevé plus Σ est faible.
De nombreux résultats expérimentaux (Brosse et al. 1981, Kurishita et al. 1983a-b, Liu et Shen 1982-3)) rapportés par Watanabe (1984) valident son hypothèse, notamment une série d’études sur des bicristaux (ferrite, niobium, cuivre et alliage de cuivre, molybdène, tungstène, aluminium, zinc, magnésium, aciers inoxydables etc.), qui prouvent que, les phénomènes responsables de l’endommagement, tels que la ségrégation chimique et le glissement aux joints de grains, apparaissent moins souvent dans les joints spéciaux. Watanabe (1984) a clairement établi que, dans de nombreux matériaux, les joints spéciaux résistent mieux à l’endommagement que les joints généraux. La figure I-11 illustre le fait que plus les joints sont proches d’une désorientation de faible Σ plus ils résistent au fluage. En revanche, très peu d’informations sont fournies dans ce travail sur les techniques qui permettent de modifier la distribution de la nature des joints de grains le GBCD, (Grain Boundary Character Distribution) de façon à augmenter la fraction de ces joints spéciaux. Seuls quelques traitements thermiques et thermomécaniques ont été mentionnés. Les mécanismes impliqués ne sont pas du tout évoqués. Les joints décrits par Watanabe sont bien spéciaux du point de vue de leur comportement, mais il est très délicat d’établir un lien avec leurs propriétés intrinsèques notamment leur énergie car celle-ci dépend des 5 paramètres (Priester 2006, Gottstein 1999). Le travail de Watanabe est à l’origine du développement de nombreuses études dans les deux dernières décennies, dont la nôtre. Nous parcourrons dans la suite les résultats de
celles qui nous semblent pertinentes pour le contexte de notre sujet de recherche.
sont les joints spéciaux ?
Si l’on se base sur le raisonnement fait par Watanabe, c’est-à-dire la résistance du joint dépend de son énergie, on note que le degré élevé de coïncidence ne garantit en aucun cas le faible niveau d’énergie. Les contre-exemples sont nombreux dans la littérature, et illustrés par exemple par figure I-12 qui montre que :
• Σ3 a une énergie très proche de celle de Σ1
• l’énergie d’un Σ11 peut passer du simple au double quand le plan du joint change, et même multiplié par 10 pour un Σ3 dans le plan {112} au lieu du {111}
• Σ9 peut être plus énergétique qu’un Σ11 .
Inversement, parmi ceux qui défendent le caractère « spécial » des joints de faible Σ, Chalmers et Gleiter (1971) suggèrent que peu importe où le plan d’un joint de flexion de faible Σ se place, la disposition des atomes (sites) aura de toute façon une certaine périodicité (cf. fig. I-13). Et cela suffit pour que le joint ait de meilleures propriétés qu’un joint général. Ensuite et afin d’étendre leur théorie aux joints asymétriques, ils supposent qu’ils sont en fait un assemblage de segments de joints de flexion. Randle (2004) prend le cas de la macle incohérente et affirme que vu l’indice élevé de coïncidence, le volume libre est plus faible que dans le cas d’un joint général.
De manière générale, en ce qui concerne le bilan énergétique des joints en fonction de leur degré de coïncidence, tel que défini par le modèle de CSL, hormis quelques études sur des bicristaux où le plan du joint est très bien connu, rien ne permet de relier de manière biunivoque propriétés spéciales et joints de faible Σ. Cela n’a pas empêché la majeure partie des investigations apparentées à l’IJG, de chercher à modifier les distributions des populations de joints de grains de façon à augmenter la proportion des joints de faible Σ. Nous discuterons de cela en détail dans la suite. Plus récemment, les études IJG se sont focalisées sur les seuls joints de forte coïncidence, selon Kim et al. (2005), qui ont clairement de meilleures propriétés en comparaison avec le commun des joints de grains : les macles (Σ3) et les joints issus du multimaclage (Σ3n).
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Table des matières
INTRODUCTION
A CONTEXTE ET ENJEUX DE LA THESE
B ENONCE DU PLAN DU MEMOIRE
CHAPITRE I ETUDE BIBLIOGRAPHIQUE
I.1 JOINTS DE GRAIN
I.1.1 DESORIENTATION
I.1.2 PROPRIETES DES JOINTS DE GRAINS
I.1.2.1 ENERGIE DES JOINTS DE GRAINS
I.1.2.2 MOBILITE DES JOINTS DE GRAINS ET FORCES MOTRICES
I.1.3 JOINTS COÏNCIDENTS ET COINCIDENCE SITE LATTICE
I.1.4 MACLE COHERENTE OU INCOHERENTE
I.1.5 MULTI-MACLAGE
I.2 INGENIERIE DE JOINTS DE GRAINS
I.2.1 INTRODUCTION DU CONCEPT
I.2.2 QUELS SONT LES JOINTS SPECIAUX ?
I.2.3 REVUE D’ETUDES D’IJG
I.2.3.1 DEFINITION DE JOINTS SPECIAUX
I.2.3.2 MOYENS UTILISES POUR MODIFIER LA DISTRIBUTION DES JOINTS DE GRAINS
I.2.3.3 CARACTERISATION DE LA MICROSTRUCTURE
I.3 INGENIERIE DE JOINTS DE GRAINS PAR VOIE DE MACLAGE THERMIQUE: MECANISMES
I.3.1 ACCIDENT DE CROISSANCE
I.3.2 EMPILEMENT DE DEFAUTS « POP OUT MODEL »
I.3.3 PROBABILITE DE MACLAGE THERMIQUE
I.3.4 BILAN DES THEORIES DU MACLAGE THERMIQUE
I.4 PHENOMENES MICROSTRUCTURAUX ACTIVES PAR LA DEFORMATION A CHAUD – ADAPTATION DES TECHNIQUES D’IJG AUX SUPERALLIAGES A BASE DE NI ETUDIES
I.4.1 DEFORMATION A CHAUD ET PHENOMENES DYNAMIQUES
I.4.2 EFFET DE LA FAIBLE DEFORMATION SUR LA MIGRATION DE JOINT DE GRAINS
I.4.3 EFFET DE LA SECONDE PHASE
I.4.4 SYNTHESE
I.5 CONCLUSION
CHAPITRE II MATERIAUX ET METHODES EXPERIMENTALES
II.1 DESCRIPTION DES SUPERALLIAGES BASE NI
II.2 ESSAIS THERMOMECANIQUES
II.2.1 ESSAI DE TORSION A CHAUD
II.2.1.1 MACHINE ET DISPOSITIF
II.2.1.2 PARAMETRES, DONNEES BRUTES ET DEPOUILLEMENT
II.2.2 ESSAI DE COMPRESSION A CHAUD
II.2.2.1 MACHINE ET DISPOSITIF
II.2.2.2 PARAMETRES ET DEPOUILLEMENT
II.3 CARACTERISATION DES MICROSTRUCTURES
II.3.1 CHOIX DES ZONES CARACTERISEES ET PREPARATION DES ECHANTILLONS
II.3.2 DETERMINATION DE LA FRACTION SURFACIQUE DE LA PHASE Γ’ PRIMAIRE DANS L’ETAT INITIAL
II.3.3 CARACTERISATION DES MICROSTRUCTURES PAR EBSD
II.3.3.1 ACQUISITION DES DONNEES EBSD
II.3.3.2 TRAITEMENT DES DONNEES EBSD
II.3.3.3 ANALYSE DES DONNEES EBSD
II.4 SYNTHESE
CHAPITRE III MECANISMES D’EVOLUTION MICROSTRUCTURALE DE L’ALLIAGE PER®72 AU COURS DE LA DEFORMATION PAR TORSION A CHAUD ET AU COURS DE RECUITS ULTERIEURS
III.1 PLAN D’EXPERIENCES
III.2 RESULTATS
III.2.1 EVOLUTION MICROSTRUCTURALE PENDANT LA DEFORMATION PAR TORSION A CHAUD
III.2.1.1 RHEOLOGIE
III.2.1.2 MICROSTRUCTURES DEFORMEES
III.2.2 EVOLUTION MICROSTRUCTURALE AU COURS D’UN RECUIT SUBSOLVUS
III.2.2.1 INFLUENCE DE LA DEFORMATION PREALABLE SUR L’EVOLUTION DE LA TAILLE DE GRAINS
III.2.2.2 INFLUENCE DE LA DEFORMATION PREALABLE SUR LES DENSITES DE JOINTS DE MACLES OBTENUES APRES RECUIT A TSUB
III.2.3 EVOLUTION MICROSTRUCTURALE AU COURS D’UN RECUIT SUPERSOLVUS
III.2.3.1 INFLUENCE DE LA DEFORMATION PREALABLE SUR L’EVOLUTION DE LA TAILLE DE GRAINS
III.2.3.2 INFLUENCE DE LA DEFORMATION PREALABLE SUR LES DENSITES DE JOINTS DE MACLES OBTENUES APRES RECUIT A TSUPER
III.3 ETUDE DES MECANISMES IMPLIQUES DANS L’EVOLUTION DE LA MICROSTRUCTURE
III.3.1 EVOLUTION MICROSTRUCTURALE
III.3.2 CONSEQUENCES SUR LA FORMATION DES JOINTS Σ3
III.4 CONCLUSION
CONCLUSION
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