Soutenance mémoire
Généralités sur les transformations de phases
Les alliages ferreux utilisés dans l’industrie sont des matériaux cristallins. Ils sont souvent composés de nombreux grains. Ces grains se distinguent par leurs tailles, formes, orientations cristallographiques ainsi que par leurs dispositions relatives… Mais cela ne fait pas toutes leurs différences, en effet, les hétérogénéités dans un grain notamment : la nature, la densité et la distribution de ce qu’on appelle défauts cristallins (dislocations, lacunes, atomes interstitiels, joint de grain…) rend chaque grain unique. L’ensemble de ces aspects définit la microstructure d’un matériau cristallin. Sous certaines conditions de sollicitations extérieures (température et/ou contrainte en particulier) un matériau cristallin peut être composé de différentes phases. La distribution dans l’espace et dans le temps de ces phases peut influencer considérablement le comportement mécanique de ce matériau. Cette distribution dépend de la microstructure du matériau en question et des sollicitations extérieures auxquels il est soumis.
Une transformation de phase se produit lorsque le matériau subit des sollicitations thermiques et/ou mécaniques spécifiques. La variation de distance interatomique induite par ces sollicitations conduit la structure cristalline à se réarranger en vue d’obtenir une forme plus stable. Ce réarrangement peut se produire, en fonction des sollicitations externes et de la texture initiale du réseau, suivant deux mécanismes : diffusif ou displacif. De ce fait, on distingue deux types de transformations, diffusives et displacives.
Transformations diffusives
Les transformations diffusives sont appelées ainsi car ce sont les phénomènes de diffusion, c’est à dire de migration des atomes dans le matériau, qui déterminent leurs cinétiques. Le processus de diffusion met en jeu les lacunes présentes dans le réseau cristallin. Pour qu’un atome, situé au voisinage d’une lacune, puisse se déplacer pour occuper cette lacune, il faut qu’il ait l’énergie suffisante pour écarter légèrement les atomes adjacents de leurs positions d’équilibre. Le phénomène de diffusion implique donc le passage d’une barrière d’énergie potentielle. C’est un processus favorisé par l’élévation de température, concentration en lacunes et par une faible énergie de liaison. L’accélération de la diffusion dans les joints de grains et à la surface du matériau résulte d’une augmentation de la concentration en lacunes dans ces régions perturbées de la structure cristalline. La diffusion est accompagnée d’un changement de la structure cristallographique et la transformation procède par un mécanisme de germination et de croissance. La germination d’une nouvelle phase est en général facilitée par la présence de particules étrangères de tailles microscopiques (impuretés) qui sont toujours présentes en quantité plus ou moins importante dans la phase en transformation. Ces particules représentent des sites favorables pour la formation de germes de la nouvelle phase. Dès que les conditions thermodynamiques sont favorables, le démarrage de la transformation de phase se fait à la surface des particules étrangères. Par conséquent la germination est souvent aléatoire. Pour une température donnée, il n’y a qu’une fraction très petite des impuretés qui donnent naissances aux germes. Après formation d’un germe stable, la croissance de la nouvelle phase se fait par adjonction d’atomes à l’interface qui délimite la phase mère de la phase en formation. La vitesse de croissance est en grande partie fonction de la probabilité qu’ont les atomes de venir se fixer (s’absorber) sur l’interface de phase en développement. Dès le début de transformation, la croissance cristalline se produit sur ces germes et la germination est dite instantanée. Si les conditions thermodynamiques restent favorables, les germes continuent à croitre progressivement et coalescent lorsqu’ils se rencontrent. Notons que la croissance dépend de l’état da la structure à l’interface et qu’une interface très accidentée à l’échelle atomique (rugueuse), caractérisée par un grand nombre de défauts dans le réseau cristallin est favorable à l’absorption tandis qu’une surface lisse lui est défavorable. La vitesse de croissance des germes n’est pas constante mais dépend de leurs états thermodynamiques ainsi que ceux de leurs alentours. La densité de germination et la croissance des germes déterminent la taille des grains de la nouvelle phase et la taille des phases dans le cas de formation de plusieurs phases. Les transformations diffusives sont accompagnées d’une variation volumique et sont considérées comme des transformations lentes contrairement aux transformations displacives.
Transformations displacives (martensitiques)
Le mécanisme des transformations displacives est expliqué par le changement de la structure cristalline sans diffusion, c’est à dire sans changement de la composition des phases. C’est le cas des transformations martensitiques. Une transformation martensitique se produit de manière quasi instantanée à partir d’une certaine température au cours du refroidissement. C’est la température de début de transformation appelé souvent Ms . Dans les aciers au carbone, le taux de transformation martensitique dépend de la température. Il peut, en outre, dépendre des sollicitations mécaniques exercées sur le matériau, il s’agit dans ce cas d’une transformation activée mécaniquement. Notons aussi que la transformation martensitique est fortement influencée par la teneur en carbone. La martensite des aciers a une structure quadratique centrée. C’est une phase dure et fragile qui apparait souvent sous forme de plaquettes. L’apparition d’une plaquette se fait à la vitesse du son dans le milieu. Elle est accompagnée d’une déformation de transformation composée d’une petite dilatation et d’un grand cisaillement. Cette déformation est la conséquence du passage d’une structure cubique à faces centrées à une structure quadratique centrée.
Plasticité des matériaux cristallins
Plasticité classique
Il existe plusieurs mécanismes de déformation plastique dans les matériaux cristallins. On en cite les plus fréquents: le glissement et le maclage. Le glissement est la manifestation du mouvement d’une dislocation le long du plan de glissement, il a lieu de préférence, dans les plans réticulaires à haute densité d’atomes et dans la direction où la densité réticulaire est la plus élevée. Ces plans à haute densité d’atomes et les directions de glissement préférentielles constituent des systèmes de glissement qui diffèrent selon la structure cristalline.
La déformation plastique par maclage est moins fréquente que celle procédant par glissement. est une opération qui amène une partie de cristal à être cisaillée entre deux plans (qui vont former une interface avec la partie non déformée). Il s’agit d’un processus qui requiert une forte concentration de contraintes. Tandis que le glissement produit des déplacements qui sont des multiples entiers de la distance interatomique, lors du maclage, les atomes se déplacent de moins d’une distance interatomique (T. Richeton, 2006). Le maclage se produit lorsqu’une partie du cristal bascule sous l’action d’une contrainte de cisaillement dans une position symétrique sans changement de la structure du réseau cristallin. Ce basculement entraîne la formation d’une interface de maclage entre la partie maclée (déformée) et la partie non déformée. La formation des macles est aussi facilitée par les dislocations. Le maclage joue un rôle important dans la déformation plastique des métaux à structure cristalline hexagonale compacte hc dont le nombre de systèmes de glissement est limité. Ce processus de déformation ressemble beaucoup à la formation des plaquettes de martensite.
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Table des matières
Introduction générale
I. Étude bibliographique
I.1 Introduction
I.2 Généralités sur les transformations de phases
I.2.1 Transformations diffusives
I.2.2 Transformations displacives (martensitiques)
I.3 Plasticité des matériaux cristallins
I.3.1 Plasticité classique
I.3.2 Plasticité de transformation, TRIP
I.3.3 Mécanismes responsables de TRIP
I.3.3.1 Mécanisme de Greenwood –Johnson
I.3.3.2 Mécanisme de Magee
I.3.3.3 Contribution de chacun des mécanismes
I.4 Études expérimentales du TRIP
I.4.1 Dilatométrie libre, essais TRIP
I.4.2 Dispositifs expérimentaux
I.4.3 Traitement de résultats, hypothèses
I.4.4 Quelques observations
I.4.4.1 Essais TRIP
I.4.4.2 Restauration d’écrouissage
I.4.4.3 Interaction plasticité classique – TRIP
I.5 Modélisations – calcul du TRIP
I.5.1 Modélisations analytiques
I.5.2 Modélisations numériques des transformations diffusives
I.5.2.1 Les travaux fondateurs
I.5.2.2 Les modélisations de cette étude
I.5.3 Modélisations numériques des transformations martensitiques
I.6 Conclusion
II. Transformations diffusives
II.1 Introduction
II.2 Études expérimentales
II.2.1 A propos de l’acier 100C6
II.2.2 Dilatométrie libre (FDT)
II.2.3 Essais TRIP
II.2.3.1 Essais TRIP uni-axiaux
II.2.3.2 Essai TRIP bi-axial (traction + torsion)
II.2.4 Essais de traction-compression sur les deux phases
II.2.4.1 Phase parente (Austénite à 810°C)
II.2.4.2 Phase produite (Perlite à 650°C)
II.2.5 Essais de relaxation sur les deux phases
II.2.5.1 Phase parente (Austénite à 810°C)
II.2.5.2 Phase produite (Perlite à 650°C)
II.2.6 Quelques observations microscopiques
II.3 Modélisations, prédictions du TRIP
II.3.1 Identification des paramètres élastoplastiques des phases
II.3.1.1 Comportement macroscopique homogène
II.3.1.2 Lois de plasticité cristalline
II.3.2 Étude préliminaire sur un monocristal, modèle SX2SX
II.3.2.1 Paramètres de modélisation
II.3.2.2 Éléments d’interphases (front de transformation)
II.3.2.3 Choix d’orientations cristallographiques des phases
II.3.2.4 Évaluation des courbes moyennes
II.3.3 Évaluation du modèle PX2PX en termes de TRIP
II.3.3.1 Paramètres de modélisation
II.3.3.2 Effet du nombre de grains du polycristal parent
II.3.3.3 Effet de la densité de germination
II.3.3.4 Plasticité dans les éléments d’interphase
II.4 Confrontation : modélisations – expérience
II.5 Conclusion
III. Transformations martensitiques
III.1 Introduction
III.2 Étude expérimentale et modélisations du TRIP dans l’acier 35NCD16
III.2.1 A propos de l’acier 35NCD16
III.2.2 Dilatométries libres, FDT
III.2.3 Essais TRIP à chargements variables
III.2.3.1 Essais TRIP uni-axiaux (traction)
III.2.3.2 Essais TRIP bi-axiaux (traction + torsion)
III.2.4 Confrontation, modélisations –expériences
III.2.5 Analyses et discussions
III.3 Modélisation à l’échelle du grain
III.3.1 Modèle mono-grain généralisé
III.3.2 Etude préliminaire sur des maillages inclinés
III.3.3 Analyses et discussions
III.3.4 Travaux futurs
III.4 Conclusion
Conclusion générale
Références bibliographiques
Annexe
