E.R. PRET

C4M – Comportement Mécanique et Multi-échelles des Matériaux Métalliques

Dans cette thématique, on étudie le comportement de matériaux soumis à des sollicitations importantes au sens mécanique du terme. Il peut s’agir de garantir la résistance d’un matériau à une certaine charge dans une optique de certification. Pour caractériser l’effet de ces sollicitations sévères, le LSPM dispose de nombreux outils de caractérisations mécaniques : machines de traction de grande et petite taille, machine de fatigue, indenteurs, etc. Il est à noter l’intérêt porté aux petites échelles (analyse intensive microstructurales des matériaux observés par DRX, microscopie électronique avec ou sans EBSD, etc.) ce qui nous permet d’analyser la taille des grains, la texture des matériaux, des phénomènes tels que les dislocations et le maclage et d’analyser l’influence qu’ils peuvent avoir sur le comportement du matériau à une échelle plus macroscopique. Nous développons aussi des outils de simulation numérique pour l’analyse des matériaux sollicités sévèrement à des échelles aussi bien micro (dynamique moléculaire, dynamiques des dislocations) que macroscopique avec des codes éléments-finis développés dans divers langages et logiciels (FeNiCS, Comsol, Abaqus, Castem). Nous nous intéresserons particulièrement aux techniques d’homogénéisation permettant de faire remonter les informations des échelles les plus fines vers les échelles microscopiques. Le but est de simuler le comportement des matériaux jusqu’à leur rupture avec des méthodes d’endommagement à gradient implémentées dans des codes de calculs performants. Il peut également s’agir de prendre en compte de l’effet des procédés de fabrication sur l’état du matériau obtenu, ceux-ci engendrant souvent des efforts très importants comme par exemple dans le cas d’opérations d’usinage, de formage, de laminage, etc. Ces procédés laissent des traces dans le matériau fini, notamment sous la forme de contraintes résiduelles que nous sommes en mesure de caractériser par diffraction des rayons-X.

Du côté de la plasticité

 

Les efforts portent d’une part sur la quantification de l’énergie stockée de déformation par DRX et d’autre part sur la mesure précise des champs de déformation et de rotation cristalline, à l’aide de mesures couplées AFM / EBSD. Les mesures ainsi réalisées peuvent ensuite alimenter les modèles de plasticité cristalline développés à plusieurs échelles.

Mesure et calcul des densités de dislocation après traction de 25 % dans les deux principales composantes de la texture d’un échantillon de cuivre laminé de 73 % et 96 % puis recuit. Les valeurs estimées à partir des courbes de traction sont également indiquées (PolyXexp). La taille des symboles est proportionnelle à l’erreur de mesure. On montre que, lorsque le matériau est texturé (96%), la DRX permet de distinguer les principales composantes de  texture et les mesures réalisées (XRD) sont en meilleur accord avec les simulations que celles issues de la mesure par EBSD des désorientations locales (KAM).

Bacroix et al., Acta Materialia, 2018, 160: 121-136.

Images AMF topographiques et dérivées obtenues sur du cuivre (a,b) et du fer (c,d) après 3% de déformation plastique. Exemples de glissement simple et double dans les deux cas. Ces mesure permettent d’identifier les mécanismes actifs et de quantifier les quantités de glissement.

Kahloun et al., Int. J. Plasticity, 84 (0216), pp. 277-298.

Simulation de la rupture ductile

Les modèles de rupture par champs de phase on été dans un premier temps développés pour la simulation de la rupture fragile et quasi-fragile. On sait désormais généraliser ces modèles pour l’étude du comportement des matériaux ductiles en allant jusqu’à la rupture. Des implémentations de ce type d’approches ont été développées au LSPM et font actuellement l’objet d’applications diverses, comme la reproduction d’essai de traction sur éprouvettes cylindriques.

Du côté de la recristallisation

 

L’accent est mis principalement sur le rôle des joints de grain et notamment sur l’étude de leur migration en présence d’un gradient d’énergie stockée de déformation. Des études réalisées sur Al et Ti ont ainsi permis de mieux comprendre le mécanisme de SIBM (Strain Induced Boundary Migration) et d’obtenir de très gros grains dans des plaques peu déformées. Par ailleurs la quantification de cette énergie stockée par calcul polycristallin a permis d’expliquer les évolutions de texture observées lors de recuits dans des aciers Fe-Si en fonction des paramètres du traitement thermomécanique (taux de déformation, température et temps de recuit notamment).

Cartographies EBSD (Image Quality et désorientations à gauche, orientations à droite) pour un acier FeSi2.4 laminé puis recuit à 700° ou 760°. On voit que la microstructure et la texture finales dépendent fortement de la température de recuit. L’apparition d’une texture de fibre a = {h,1,1}<1/h,1,2>, associée à des propriétés magnétiques optimales, s’explique par le fort cisaillement observé dans certains grains, associé à un fort accroissement de l’énergie stockée, qui favorise la germination de nouveaux grains.

 

Bacroix et al., 2019, J. Phys., Conf. Ser. 1270 012007   https://doi.org/10.1088/1742-6596/1270/1/012007.

Visualisation de la migration de joints de grains induite pas la plasticité (SIBM) dans un échantillon d’aluminium polycristallin, déformé de 3% en traction puis recuit dans le MEB à 400°C pendant 5 heures. Les joints de grain en rouge correspondent à l’état déformé et les grains en couleur à l’état recuit après déformation. Ces observations ont permis de mesurer la mobilité de certaines classes de joints de grain et de valider les lois de mobilité classiques.

Beucia et al., Int. J. Plasticity, 115 (2019), 29-55.

Du côté des transformations de phase

 

Il s’agit également de mieux comprendre les mécanismes actifs dans différents matériaux, et notamment la sélection éventuelle de variants en fonction du traitement thermomécanique subi, afin de prévoir la texture finale et son impact sur les propriétés mécaniques des alliages.

Etude de microstructures obtenues dans un acier inoxydable martensitique (CX13) avant et après traitement de durcissement par transformation de phase. Les microstructures sont très semblables mais l’analyse des désorientations montre que la sélection des variants n’est pas strictement la même dans les deux cas et induit une anisotropie globale différenciée.

Santos et al. (2023),https://doi.org/10.1051/metal/2022094

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