endommagement des aciers twip pour application automobile

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Endommagement des aciers TWIP pour applicationautomobileJulie Lorthios

To cite this version:Julie Lorthios. Endommagement des aciers TWIP pour application automobile. Matriaux. coleNationale Suprieure des Mines de Paris, 2011. Franais. .

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cole doctorale n 432 : Sciences des Mtiers de lIngnieur

Jury M. Jean-Louis CHABOCHE, ONERA Prsident M. Thomas PARDOEN, Universit Catholique de Louvain Rapporteur Mme Brigitte BACROIX, Universit Paris 13 Rapporteur M. Jean-Hubert SCHMITT, Ecole Centrale de Paris Examinateur Mme Anne-Franoise GOURGUES-LORENZON, Ecole des Mines de Paris Examinateur M. Matthieu MAZIERE, Ecole des Mines de Paris Examinateur M. Philippe CUGY, ARCELORMITTAL Examinateur M. Olivier BOUAZIZ, ARCELORMITTAL Invit

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Doctorat ParisTech

T H S E pour obtenir le grade de docteur dlivr par

lcole nationale suprieure des mines de Paris Spcialit Science et gnie des matriaux

prsente et soutenue publiquement par :

Julie LORTHIOS

le 10 juin 2011

Endommagement des aciers TWIP pour application automobile

Directeur de thse : Anne-Franoise GOURGUES-LORENZON Co-encadrement de la thse : Matthieu MAZIERE

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Tout au long de ma thse et jusqu la prsentation finale, jai bnfici de nombreux et divers appuis. Un chaleureux remerciement tous ceux qui mont permis daller au bout de ce travail. Merci Jean-Louis Chaboche davoir accept de prsider mon jury et Thomas Pardoen et Brigitte Bacroix pour lintrt quils ont port mon travail, en ayant accept dtre rapporteurs. Cette thse est le fruit dune collaboration entre Arcelor Mittal et le Centre des Matriaux de lEcole des Mines de Paris. Je remercie chaleuresement Philippe Cugy qui a encadr cette thse ct Arcelor Mittal, pour la confiance quil ma accorde durant ces trois annes. De la mme faon, je suis reconnaissante envers le centre de recherches dArcelor Mittal Maizires-ls-Metz pour mavoir accueilli plusieurs reprises afin de raliser des essais exprimentaux ainsi que des runions de travail. Grard Petitgand, Stphane Douchamps et Blandine Rmy pour leur exprience technique. Olivier Bouaziz, Sbastien Allain, Jorge Goncalvs, Xavier Lemoine pour nos changes fructueux. Surtout, je dois dire un grand merci mes deux directeurs de thse : Anne-Francoise Gourgues-Lorenzon pour son soutien, scientifique comme moral, et sa constante bonne humeur. Matthieu Mazire, pour mavoir accompagn dans le dernier coup de rein qui a permis dachever ce travail ! Je souhaite remercier toutes les personnes au Centre des Matriaux qui ont particip lobtention de ces rsultats : - Abdennour Meddour, Anne Laurent, Yann Auriac, Ren Cluzet, Joseph Valy et Georges Cassas qui ont accompagn la partie exprimentale de ce travail, - Franck Nguyen et Thilo Morgeneyer pour les rsultats de tomographie, - Jacques Besson, Djamel Missoum et Nikolay Osipov pour avoir la cl des mystres de Zbulon. Enfin, merci ceux avec qui jai pass de bons moments au Centre des Matraiux : les spice girls, le B104, les choupinets et encore Matthieu et Nikolayet surtout mon meilleur ami pour son soutien sans faille et nos grands moments de rigolade.

Avant-propos

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Introduction............................................................................................................... 9 CHAPITRE 1: Prsentation des aciers austnitiques Fe-Mn-C effet TWIP 1 Dformation des aciers TWIP Fe-Mn-C........................................................ 15

1.1 Caractre particulier des aciers Fe-Mn-C ............................................................ 15 1.2 Maclage mcanique ............................................................................................. 17 1.3 Mcanisme de pseudo vieillissement dynamique.......................................... 18 1.4 Texture et orientation des grains.......................................................................... 20

2 Rupture des aciers TWIP Fe-Mn-C............................................................... 23 2.1 Problmatique industrielle................................................................................... 23 2.2 Etat de lart sur la rupture en mode slant............................................................. 25

3 Conclusion ........................................................................................................ 29 4 Rfrences bibliographiques........................................................................... 30 CHAPITRE 2: Prsentation de l'tude 1 Position du problme et prsentation de la dmarche ................................. 35

1.1 Approche phnomnologique de la rupture......................................................... 35 1.2 Analyse physique de la rupture............................................................................ 37 1.3 Identification dun critre de rupture................................................................... 38

2 Matriaux ......................................................................................................... 39 3 Essais mcaniques et techniques exprimentales.......................................... 41

3.1 Essais de caractrisation du comportement mcanique....................................... 41 3.2 Essais de traction chaud.................................................................................... 46 3.3 Essais sous sollicitations complexes.................................................................... 48

3.3.1 Essais de cisaillement jusqu rupture dans le plan de la tle......................... 48 3.3.2 Essais sur prouvettes entailles dans lpaisseur : tude de la rupture en mode slant ..................................................................................................................... 51

3.4 Dispositif de mesure optique par corrlation dimages ....................................... 52 CHAPITRE 3: Comportement plastique 1 Caractrisation du comportement mcanique.............................................. 59

1.1 Comportement mcanique en traction ................................................................. 59 1.1.1 Caractristiques mcaniques ........................................................................... 59 1.1.2 Sensibilit la vitesse de dformation et htrognit du champ de dformation ................................................................................................................... 62 1.1.3 Anisotropie en dformation............................................................................. 65

1.2 Influence de la triaxialit des contraintes ............................................................ 70 1.3 Comportement mcanique en cisaillement.......................................................... 73 1.4 Comportement cinmatique et cyclique .............................................................. 75 1.5 Synthse sur la caractrisation exprimentale du comportement mcanique...... 79

Sommaire

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2 Stratgie de modlisation ................................................................................ 80 2.1 Etat de lart sur les modles existants.................................................................. 80

2.1.1 Modles base physique................................................................................. 80 2.1.2 Modles base phnomnologique................................................................. 82

2.2 Discussion autour du choix du modle de comportement ................................... 87 2.3 Modle de comportement de Bron et Besson ...................................................... 92

2.3.1 Expression de la contrainte quivalente de Bron et Besson ............................ 92 2.3.2 Loi dcrouissage ............................................................................................ 93

3 Identification de la loi de comportement ....................................................... 95 3.1 Choix et mise en uvre numrique ..................................................................... 95 3.2 Loi de comportement de la nuance Fe22Mn0.6C................................................ 97 3.3 Loi de comportement de la nuance Fe17Mn1.0C.............................................. 100 3.4 Surfaces dcoulement....................................................................................... 102 3.5 Bilan sur les modles de comportement ............................................................ 105

4 Essais sous sollicitations complexes.............................................................. 106 4.1 Sollicitation en cisaillement dans le plan de la tle ........................................... 108

4.1.1 Essais de cisaillement sur les prouvettes non rainures............................... 108 4.1.2 Essais de cisaillement sur les prouvettes rainures ..................................... 114

4.2 Eprouvette de rupture en mode slant ................................................................. 118 4.3 Conclusion......................................................................................................... 122

5 Conclusion de ltude sur le comportement plastique de lacier TWIP... 123 6 Rfrences bibliographiques......................................................................... 124 CHAPITRE 4: Analyse physique de la rupture 1 Observation des surfaces de rupture ........................................................... 129

1.1 Mode de rupture en traction uniaxiale ............................................................... 129 1.1.1 Rupture macroscopique................................................................................. 129 1.1.2 Facis de rupture et influence du sens de prlvement ................................. 130

1.2 Influence de la triaxialit des contraintes sur le mode de rupture ..................... 138 1.2.1 Eprouvettes entailles de traction.................................................................. 138 1.2.2 Eprouvettes de cisaillement........................................................................... 143 1.2.3 Eprouvette slant............................................................................................. 146 1.2.4 Conclusion sur ltude des facis de rupture................................................. 148

2 Influence du maclage sur le mode de rupture............................................. 150 1.1 Essais de traction diffrentes tempratures et diffrentes vitesses de dformation ..................................................................................................................... 150 1.2 Mode et mcanisme de rupture.......................................................................... 151

2.1.1 Effet de la temprature dessai ...................................................................... 151 2.1.2 Effet de la vitesse de dformation ................................................................. 154

2.2 Conclusion sur linfluence de la temprature et de la vitesse de dformation sur les facis de rupture ........................................................................................................ 155

3 Observation de lendommagement .............................................................. 156 3.1 Micrographie en pointe de fissure arrte ......................................................... 156 3.2 Microtomographie ............................................................................................. 161

4 Conclusion de lanalyse physique de la rupture ......................................... 168 5 Rfrences bibliographiques......................................................................... 169

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CHAPITRE 5: Comportement rupture 1 Etat de lart .................................................................................................... 173

1.1 Notions de courbes limites de formage (CLF) .................................................. 173 1.2 Modlisation de la rupture ductile ..................................................................... 178

1.2.1 Modles coupls............................................................................................ 178 1.2.2 Modles non coupls..................................................................................... 185 1.2.3 Choix de lapproche pour la modlisation de la rupture de lacier TWIP..... 189

1.3 Critre de rupture phnomnologique ............................................................... 190 1.3.1 Choix des variables mcaniques ................................................................... 190 1.3.2 Dmarche pour lidentification dun critre de rupture................................. 198 1.3.3 Prdiction de la formabilit de lacier TWIP par MatFem............................ 199

2 Dtermination de la CLF pour la nuance Fe22Mn0.6C............................. 203 2.1 Caractristiques mcaniques locales rupture .................................................. 204

2.1.1 Rupture en traction uniaxiale ........................................................................ 204 2.1.2 Rupture des prouvettes entailles de traction .............................................. 205 2.1.3 Rupture en cisaillement................................................................................. 212 2.1.4 Rupture en mode slant de lprouvette entaille dans lpaisseur ................ 214 2.1.5 Complments exprimentaux........................................................................ 215

2.2 Courbe limite de formabilit rupture .............................................................. 220 3 Dtermination dun critre de rupture pour la nuance Fe22Mn0.6C ...... 225

3.1 Ncessit dun critre local................................................................................ 225 3.2 Critres bass sur une contrainte critique .......................................................... 225

3.2.1 Contrainte quivalente rupture similaire la contrainte quivalente dcoulement plastique ............................................................................................... 225 3.2.2 Contrainte quivalente de rupture diffrente de la contrainte quivalente de plasticit : Critre de rupture de Tresca ...................................................................... 229

3.3 Critre bas sur deux variables mcaniques ...................................................... 234 3.4 Critre bas sur trois variables mcaniques....................................................... 240

3.4.1 Influence de la pression hydrostatique .......................................................... 240 3.4.2 Dpendance envers la pression hydrostatique dans le critre de rupture ...... 241 3.4.3 Bilan sur les critres de rupture..................................................................... 244

4 Prise en compte du phnomne de pseudo vieillissement dynamique 249 4.1 Objectif .............................................................................................................. 249 4.2 Modle de comportement Barlat PLC ...................................................... 252

4.2.1 Prsentation du modle PLC ......................................................................... 252 4.2.2 Identification des paramtres ........................................................................ 255

4.3 Contribution de la prise en compte du pseudo vieillissement dynamique sur les valeurs locales rupture.................................................................................................. 261

4.3.1 Mthode de comparaison .............................................................................. 261 4.3.2 Influence de la sensibilit ngative la vitesse de dformation.................... 262 4.3.3 Influence de la sensibilit ngative la vitesse et de la localisation ............. 263 4.3.4 Conclusion..................................................................................................... 270

5 Conclusion de ltude sur le comportement rupture de lacier TWIP .. 273 6 Rfrences bibliographiques......................................................................... 275 Conclusion gnrale .............................................................................................. 279 Annexes .................................................................................................................. 283

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En 2007, lUnion Europenne met une directive prconisant une rduction significative des missions de CO2 mises par les vhicules. Depuis cette directive, les constructeurs automobiles recherchent dvelopper de nouvelles motorisations plus propres et allger le poids des vhicules afin de diminuer leur consommation. Actuellement, les aciers reprsentent environ 40% du poids des vhicules et 98% de la caisse en blanc. Ce constat a conduit au dveloppement de nouveaux matriaux tel que des alliages daluminium, de magnsium et certains matriaux matrice organique, utiliss aux cts de lacier. Cette concurrence oblige les producteurs dacier au carbone dvelopper de nouvelles nuances rpondant au cahier des charges fix par les constructeurs automobiles, cest--dire des aciers hautes caractristiques mcaniques, mais qui conservent une ductilit leve pour lemboutissage de pices gomtrie complexe. Pour cela, diffrentes solutions mtallurgiques sont alors explores et toujours tudies tels que :

- la rduction de la taille de grains, - le durcissement par solution solide ou par prcipitation, - le dveloppement de microstructure complexe avec la prsence de phases

durcissantes (martensite, bainite, perlite), - loptimisation de la texture, - lemboutissage haute temprature des nuances trempantes. Parmi les nouvelles nuances dacier dveloppes par ArcelorMittal, dites haute

rsistance mcanique (aciers THR), on distingue les aciers DP (Dual Phase) avec une structure ferrite-martensite et les aciers TRIP (TRansformation Induced Plasticity) avec une structure ferrite-bainite-austnite rsiduelle. Le mcanisme de durcissement des aciers DP est li un effet composite, la ferrite jouant le rle de matrice ductile et la martensite dune phase dure. Les aciers TRIP prsentent un durcissement par transformation martensitique de laustnite rsiduelle au cours de la dformation. Ces aciers permettent damliorer le compromis ductilit rsistance mcanique par rapport aux aciers prcdemment utiliss, comme les aciers HSLA (High Strength Low Alloy) qui doivent leurs proprits un mcanisme de durcissement par solution solide et la rduction de la taille de grains (Figure 1).

Figure 1 : Gamme de rs is tance mcanique e t de duc ti l i t de di ffrents classes

daciers [d aprs Cornet te05]

Introduction

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Les aciers TWIP font partie de ces nouvelles nuances dveloppes dans le but de rduire lpaisseur des produits tout en conservant la tenue mcanique de la structure. Les Ce sont des aciers austnitiques haute teneur en carbone et en manganse. Ils atteignent une rsistance mcanique suprieure 1100MPa pour des allongements suprieurs 50% grce loptimisation de leffet TWIP (TWinning Induced Plasticity) et la matrise de la microstructure (austnite stable grains fins). La Figure 1 montre que leurs proprits mcaniques sont en rupture par rapport celles des autres aciers THR qui ne prsentent pas simultanment une rsistance mcanique de 1000MPa avec un allongement suprieur 40%. Les aciers TWIP prsentent galement une excellente aptitude au formage que ce soit lors des procds de pliage ou lors des procds demboutissage. La Figure 2 compare par exemple la formabilit de diffrentes nuances dacier THR lors de lemboutissage dune forme en croix [Cornette05]. Ce procd combine des modes de sollicitation en dformation plane, expansion et rtreint. Une formabilit bien suprieure est mesure pour lacier TWIP par rapport aux autres aciers THR.

Figure 2 : For mabi l i t de di ff rents acier s THR lors de l emboutissage d une

forme en croix [Cornet te05] Cependant, les aciers TWIP prsentent parfois des ruptures ductiles lors de la mise en forme de pices qui ne sont pas prvisibles selon la courbe limite de formage classique. Ces phnomnes sont encore inexpliqus cause du manque de connaissance sur l'endommagement et la rupture des aciers Fe-Mn-C. Ce projet consiste donc tudier les paramtres critiques menant la rupture des aciers TWIP et de comprendre leurs mcanismes dendommagement sous diffrents modes et trajets de dformation. Ces connaissances nous permettront ensuite de dterminer un critre de rupture dans le but damliorer la prdiction de la formabilit de ces aciers. Avant dexpliquer les objectifs prcis de cette tude et de dtailler la dmarche nous permettant dy rpondre, il nous semble ncessaire, dans un premier chapitre, de prsenter les caractristiques particulires des aciers TWIP. Une revue bibliographique dtaillera les diffrents mcanismes prsents lors de la dformation de ces aciers. La problmatique de rupture des aciers TWIP sera ensuite rapproche des tudes menes pour amliorer la comprhension des mcanismes dendommagement des aciers THR. Cette comparaison nous permettra de rflchir sur les facteurs de premier ordre en termes de microstructure, de mcanismes microscopiques et de proprits macroscopiques qui vont nous permettre

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dexpliquer le comportement rupture des aciers TWIP. Le Chapitre 2 dtaillera ensuite les tapes de notre tude et le contenu prcis des diffrents chapitres. Il prsentera galement les nuances dacier TWIP tudies ainsi que les techniques exprimentales mises en uvre pour caractriser le comportement plastique et rupture de lacier TWIP dans diffrents modes de sollicitation. Le Chapitre 3 tablit les rsultats des essais de caractrisation du comportement mcanique et nous permet dtablir un modle de comportement valable dans une large gamme de sollicitations. Les mcanismes de rupture seront tudis dans le Chapitre 4 avec une approche physique base sur lobservation des facis de rupture et la recherche de lendommagement. Enfin, partir des diffrents rsultats exprimentaux obtenus dans cette tude, nous dterminerons un critre de rupture capable damliorer la prdiction de la formabilit de lacier TWIP. Le domaine dapplication de ce critre sera discut.

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Chapitre 1

Prsentation des aciers austnitiques Fe-Mn-C effet TWIP

Le chapitre 1 prsente les aciers austnitiques Fe-Mn-C effet TWIP. La premire partie est une revue bibliographique des mcanismes de dformation qui sont tudis depuis les annes 50 mais dont certains aspects restent controverss aujourdhui. Nous nous intresserons particulirement au maclage mcanique, au mcanisme de pseudo vieillissement dynamique et la texture de dformation. La seconde partie prsente la problmatique de rupture de lacier TWIP lors des procds de mise en forme. Cette problmatique est situe par rapport ltat de lart concernant les mcanismes de rupture des aciers THR et notre capacit estimer la formabilit de ces aciers.

Chapitre 1 Prsentation des aciers austnitiques FeMnC effet TWIP

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1.1 Caractre particulier des aciers Fe-Mn-C

Les aciers austnitiques au nickel ont gnralement une teneur en carbone faible. Un traitement thermomcanique appropri donne une microstructure entirement austnitique, de structure cubique faces centres (CFC). Lutilisation du manganse et lajout de carbone la place du nickel suscitent de plus en plus lintrt pour llaboration de nouvelles nuances dalliage. En effet, les travaux de Schuman et al montrent quil est possible dobtenir un acier Fe-Mn-C austnitique temprature ambiante aprs trempe [Schuman72]. La Figure 3 prsente les phases prsentes temprature ambiante aprs recuit puis trempe en fonction de la teneur en carbone et en manganse.

Figure 3 : Diagramme dexistence des phases Fe-Mn-C temprature ambiante,

aprs t rempe, en fonc tion de la composi t ion massique en carbone et en manganse [Schuman72]

Les premiers aciers austnitiques au manganse ont t mis au point par Sir Robert Hadfield en 1882. Les nuances Hadfield sont composes de 1,2% de carbone et 12% de manganse (en masse). Depuis 1950, ils sont utiliss dans la construction daiguillages ou de casques de protection. Ils possdent une trs bonne rsistance mcanique combine une bonne ductilit (suprieures respectivement 1000MPa et 60%) mais prsentent un fort vieillissement dynamique d leur teneur leve en carbone. Il se traduit par une sensibilit ngative la vitesse et des sauts de charge sur les courbes de traction. La teneur leve en carbone implique potentiellement des problmes de qualit de surface des tles mises en forme et de soudabilit. Cest pourquoi, les aciers Hadfield sont plutt utiliss pour des pices de fonderie et ne sont pas coulables en continu lacirie. Les aciers Fe-Mn-C prsentent la particularit de dvelopper diffrents mcanismes de dformation en fonction de la composition chimique (principalement la teneur en carbone et en manganse) et de la temprature de sollicitation. Il sagit : - du glissement des dislocations, - du maclage mcanique, - de la transformation de phase de laustnite en martensite.

1 Dformation des aciers TWIP Fe-Mn-C


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Ici, la transformation de phase est une transformation athermique et influe sur le comportement de lalliage. On parle alors dun effet TRIP pour Transformation Induced Plasticity. De la mme faon, on distingue les aciers TWIP pour Twinning Induced Plasticity pour les nuances Fe-Mn-C dveloppant du maclage mcanique. Le paramtre le plus pertinent pour lapparition et la transition entre ces diffrents mcanismes de dformation est lnergie de dfaut dempilement (EDE) dont la valeur dpend de la composition et de la temprature. Une faible EDE favorise la dissociation des dislocations et donc le maclage mcanique. De nombreux travaux ont t raliss dans le but doptimiser la composition de ces alliages temprature ambiante afin de garantir la dformation de laustnite par maclage mcanique et glissement de dislocations (et non par transformation martensitique). Ces tudes ont montr que les proprits mcaniques gnres par leffet TWIP sont optimales lorsque la composition de lacier se situe la limite des domaines de transformation martensitique et de dformation par maclage mcanique [Scott04] (Figure 4).

Figure 4 : Diagramme de s tab i l i t des phases Fe-Mn-C aprs dformation en

trac t ion temprature ambiante [Sco tt4] Bien que les aciers Hadfield soient toujours tudis aujourdhui [Dastur81, Owen98, Bayraktar04, Hutchinson06, Efstathiou10, Renard10], y compris sous forme de tles lamines, de nouvelles nuances daciers Fe-Mn-C austnitiques effet TWIP ont donc t dveloppes dans les annes 70 suite notamment aux travaux de L.Rmy sur un acier de nuance Fe20Mn4Cr0.5C. Les travaux de thse mens par S.Allain chez ArcelorMittal ont conduit une nuance de rfrence 0,6% de carbone et 22% de manganse [Thse Allain, Dumay08] pour tles lamines. Lnergie de dfaut dempilement a une influence du premier ordre sur lexistence des diffrents modes de dformation. Pour une composition chimique donne, lEDE augmente avec la temprature [Rmy78]. S.Allain montre la variation des mcanismes de dformation de lalliage Fe22Mn0.6C (taille de grains 20m) avec la temprature [Thse Allain]:

- Aux hautes tempratures ( partir denviron 673K), lEDE est leve, suprieure 50mJ.m-2 . La dissociation de dislocations parfaites nest pas favorise et lunique mcanisme de dformation est le glissement planaire des dislocations.

- Aux tempratures proches de la temprature ambiante, la dissociation des dislocations est favorise par une valeur dEDE relativement faible (comprise entre

Fe22Mn0.6C

Domaine de maclage mcanique intense


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18 et 50mJ.m-2). La dformation seffectue par maclage mcanique en comptition avec le glissement des dislocations dissocies.

- Aux basses tempratures (environ 77K), lEDE est infrieure 18mJ.m-2. La dformation induit une transformation martensitique, en comptition avec le glissement de dislocations dissocies.

Le mcanisme de dformation responsable de la forte capacit dcrouissage de lacier TWIP temprature ambiante est un sujet controvers dans la littrature. En 1975, L.Rmy considre le maclage mcanique comme responsable de lcrouissage de lacier TWIP de nuance Fe20Mn4Cr0.5C [Thse Rmy]. Son hypothse est que les macles agissent comme des obstacles au glissement des dislocations dont la densit est leve dans la phase austnitique non macle. Le libre parcours moyen des dislocations est rduit par la germination de macles et lintroduction de joints de macles diminue progressivement la taille de grains effective. Cest pourquoi on parle dun effet Hall Petch dynamique pour expliquer le fort taux dcrouissage mesur pour les aciers TWIP [Rmy78, Adler86, Karaman00, Allain04]. Dastur et al, repris par Owen et al, ont tudi le comportement plastique et la microstructure dun acier Hadfield en traction [Dastur81, Owen98]. Ils montrent labsence de maclage mcanique aux faibles dformations et soulignent le rle du vieillissement dynamique associ une teneur leve en carbone sur la capacit dcrouissage du matriau. En 1986, Adler et al font lhypothse dun durcissement par pseudo maclage. Les atomes de carbone se trouvent prfrentiellement dans les sites octadriques de la structure CFC. Daprs Adler et al, ces sites deviennent des sites ttradriques suite au cisaillement li au maclage, lintrieur desquels le carbone est captur. Ils nomment pseudo maclage cette non conservation de symtrie des atomes de carbone qui entrane une distorsion du rseau et un durcissement structural. Mais cette hypothse ne peut pas sappliquer aux nuances dacier TWIP trs faible teneur en carbone qui prsente pourtant une bonne capacit dcrouissage [Grssell00, Vercammen03].

1.2 Maclage mcanique

La faible nergie de dfaut dempilement favorise la dissociation des dislocations et le maclage mcanique. S.Allain a tudi la microstructure de dformation en traction uniaxiale en temprature ambiante, diffrentes valeurs de dformation [Thse Allain]. Il montre qu partir dune contrainte seuil, deux systmes de macles scants sont successivement activs (Figure 5). A une chelle plus fine, on observe que chaque macle est en fait organise en faisceau de macles parallles de quelques nanomtres dpaisseur

(Figure 6). La plan de maclage est de type { 111 }. Laustnite non macle contient une trs forte densit de dislocations qui sont majoritairement dissocies [Hutchinson06]. De nombreux empilements de dislocations sont visibles aux joints de grains et joints de macles.


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Figure 5 : Micrographie a) opt ique e t b) par MET en champ c la ir d un chant i l lon Fe22Mn0.6C ( tai l le de grains : 20 m) aprs 34% de dformat ion en tract ion

temprature ambiante. T1 et T2 sont les deux systmes act ivs [Allain04]

Figure 6 : Micrographie optique d un chant i l lon dacier Hadfield aprs dformat ion en tract ion tempra ture ambiante . Une macle es t organise en

fa isceau de micro-macles [Efs tathiou10]

1.3 Mcanisme de pseudo vieillissement dynamique

En traction uniaxiale, temprature ambiante et des vitesses de dformation quasi-statiques (10-5s-1-10-1s-1), les aciers TWIP prsentent une sensibilit ngative la vitesse de dformation et les courbes de traction sont caractrises par des sauts de contraintes. Ce comportement a t rapport pour des aciers TWIP Hadfield de nuance Fe20Mn1.2C [Dastur81, Owen98, Canadin08, Renard10] (Figure 7), des aciers TWIP de nuance Fe22Mn0.6C [Thse Allain, Lebydkina09, Zavattieri10] (Figure 8) et de nuance Fe18Mn0.6C [Chen07]. Leffet Portevin-Le Chatelier (PLC) est un phnomne plastique instable gnralement attribu un mcanisme de vieillissement dynamique li linteraction des atomes en solution avec les dislocations [McCormick78, Kubin89]. Dans les aciers, le vieillissement dynamique est li la prsence dlments interstitiels comme le carbone ou lazote qui sgrgent vers les dislocations et les ancrent de faon temporaire [Cottrell53,


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Owen98]. Ce mcanisme est restreint une plage de tempratures et de vitesses de dformation donne. Leffet PLC a t par exemple observ en traction entre 150C et 200C pour des aciers ferritiques C-Mn [Wagner98], temprature ambiante pour un alliage daluminium-lithium 2091 [Gomiero92] ou encore 500C pour un superalliage base nickel Inconel780 [Dybiec91]. Leffet PLC est caractris par lapparition de bandes de dformation qui se propagent le long de lprouvette de traction uniaxiale. On distingue gnralement trois types de bandes [Cuddy72] :

- les bandes de type A se propagent de faon continue le long de lprouvette, - les bandes de type B sont inities rptitivement, - les bandes de type C apparaissent de faon alatoire.

Gnralement, pour une vitesse de dformation donne, les bandes voluent du type A, au type B puis au type C en fonction de la temprature. Une dformation plastique critique partir de laquelle les oscillations apparaissent sur la courbe de traction est releve. Lhypothse est que lapparition dinstabilits plastiques ncessite le dveloppement de suffisamment de lacunes pour permettre la diffusion des atomes vers les dislocations [Cottrel53]. Ds 1981, Dastur et al mettent lhypothse quil existe un phnomne de vieillissement dynamique dans lacier TWIP li linteraction de diples C-Mn avec les dislocations. Diffrents auteurs reprennent cette hypothse [Owen98, Canadinc08, Renard10] et montrent que certaines caractristiques macroscopiques observes sur les courbes de traction sont similaires un effet PLC conventionnel , comme par exemple :

- lvolution des hachures sur les courbes de traction avec la temprature et la vitesse de dformation (lamplitude des oscillations est plus ou moins prononce),

- la sensibilit ngative la vitesse de dformation. Notons que ces auteurs tudient le comportement dun acier TWIP Hadfield dont la teneur en carbone est leve (1,2% de carbone). Comme le soulignent Renard et al, des diffrences existent sur la morphologie des oscillations et sur les hypothses avances pour expliquer leur prsence, en fonction de la nuance dacier TWIP tudie, notamment avec des aciers TWIP dont la teneur en carbone est plus faible. Rcemment, certains auteurs se sont intresss caractriser de manire plus prcise le type de bande de dformation se propageant le long dprouvettes lisses de traction par thermographie [Chen07] ou mesures optiques par corrlation dimages [Lebedkina09, Renard10, Zavattieri10, Canadinc08]. Ces auteurs mettent en avant des diffrences avec leffet PLC conventionnel :

- il est difficile de mesurer une dformation plastique critique (des bandes de dformation apparaissent ds le dbut de la dformation plastique).

- le mme type dinstabilit est observ sur un grand intervalle de vitesses de dformation. Il sagit des instabilits PLC de type A, cest--dire des instabilits lies une propagation quasi-continue de bandes de dformation.

- la vitesse de dplacement de la bande de dformation dcrot linairement avec la dformation.

- leffet PLC est observ des tempratures proches de la temprature ambiante alors que le coefficient de diffusion du carbone est faible cette temprature.

Du fait de ces diffrences vis--vis dun effet PLC classique, Lebydkina et al [Lebydkina09] font lhypothse dun effet PLC modifi par la prsence du maclage. Linteraction des macles avec les joints de grains ou dautres macles et lempilement des


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dislocations sur ces mmes obstacles induisent des zones de concentrations de contraintes internes. Le mcanisme dinstabilit plastique a donc une nature complexe incluant le glissement des dislocations, le maclage et une interaction dynamique des soluts avec les dislocations ou le maclage. De plus, lactivation du maclage est permanente durant la dformation plastique et pourrait expliquer la propagation de bandes de dformation de faon continue et persistante.

Figure 7 : Courbes de tract ion ra t ionnel le d un acier Hadfie ld Fe12Mn1.2C ( tai l le

de grains 20 m) di f frentes tempratures 2 ,5 .10 - 4 s - 1 [Renard10]

Figure 8 : Courbes de tract ion ra t ionnel le d un acier TWIP Fe22Mn0.6C ( tai l le de

gra ins 2 -3 m) d i f frentes tempra tures 7 .10 - 4 s - 1 [Thse Alla in]

1.4 Texture et orientation des grains

Rcemment, diffrentes tudes ont analys lvolution de la microstructure avec la dformation en traction [Adler85, Thse Barbier, Jin09, Chen06]. Ces tudes permettent de

-196C

-110C

-70C

-50C

0C

25C

200C

250C

300C

400C


21

dresser un bilan concernant la microstructure de dformation avant la rupture en termes de : fraction volumique de macles, systmes de maclage, texture, densit et empilement de dislocations

S.Allain [Thse Allain] a observ la microstructure de dformation au microscope lectronique en transmission dprouvettes sollicites en traction uniaxiale en acier Fe22Mn0.6C pour diffrents niveaux de dformation. Cette tude a t rcemment complte par D.Barbier [Thse Barbier, Barbier09] qui a coupl lobservation de la microstructure des mesures de texture par EBSD (Figure 9).

Figure 9 : Evolut ion de la texture lors d un essa i de trac t ion sur la nuance Fe22Mn0.6C sans vanad ium. Figures de p les {100} et {111} et sect ions ODF 2=45 aprs d i f frents niveaux de dformat ion a) 0%, b) 20%, c) 30% e t d) 55%

[Barbier09] Avec cette analyse, D.Barbier montre que :

Le maclage mcanique apparat ds 2% de dformation car la faible texture initiale est favorable au maclage. Cependant, ces faibles dformations, son activation dpend plus de la taille de grains que de lorientation des grains. Lactivation du maclage mcanique permet une augmentation de lcrouissage due linteraction macles-dislocations. A partir denviron 20% de dformation en traction, un 2me systme de macles apparat dans un grand nombre de grains. La cintique de maclage augmente au fur et mesure de la dformation car la texture de


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dformation est galement favorable au maclage et remplace totalement la faible texture initiale.

Les macles napportent pas de nouvelles orientations par rapport la texture de

dformation. De mme, lorientation des macles influence peu la texture globale car la fraction volumique de macles reste faible (maximum mesur par D.Barbier=9%).

La faible diffrence de texture initiale entre les sens long et travers de la tle

(diffrence dintensit des composantes de texture) est cependant lorigine des diffrences de texture et de microstructure observes aprs rupture du matriau avec le sens de prlvement. Pour la nuance Fe22Mn0.6C sans vanadium, lessai de traction suivant le sens long permet un dveloppement plus important dorientations favorables au maclage, ce qui explique une rsistance mcanique et un crouissage plus levs en traction dans le sens long par rapport au sens travers.

Les systmes de macles sont fortement dpendants du mode de dformation. La

microstructure de dformation gnre lors de la sollicitation en cisaillement simple tait caractrise par un seul systme de maclage. Le deuxime systme de maclage observ en traction napparat pas sur la gamme de dformation possible en cisaillement. Daprs D.Barbier, cette diffrence serait lie la texture de dformation gnre par le mode de sollicitation.

Des rsultats similaires ont t obtenus dans la littrature sur un acier Fe18Mn0.6C

[Jin09]. De la mme faon, la microstructure se caractrise par le dveloppement de deux systmes de macles et de la fibre lors dune sollicitation en traction. Ces tudes montrent la forte dpendance du maclage envers lorientation cristalline. Celle-ci dpend du mode de sollicitation et de la texture de dformation quil gnre.


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2.1 Problmatique industrielle

Lemboutissage est le procd de formage le plus rpandu dans lindustrie. Il vise transformer une tle en une pice plus ou moins creuse de surface non dveloppable. Les pices pour application automobile sont gnralement embouties froid, notamment car la qualit de surface de la pice finie est meilleure qu chaud et parce que lemboutissage engendre un durcissement structural. Lemboutissage impose diffrents modes de dformation la tle (Figure 10), les deux cas limites tant lexpansion quand le serre-flan bloque le flan, et le rtreint lorsque le mtal glisse sous le serre-flan.

(a)

(b) Figure 10 : (a) Schma du procd d embout issage e t les d i f frents modes de

dformat ion, (b) Diagramme des dformations

2 Rupture des aciers TWIP Fe-Mn-C

Rtreint

Epaississement

Tra

ctio

n pl

ane Expansion

biaxiale

Cisaillem

ent

Rtreint

Traction plane

Expansion quibiaxiale

Pliage


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Gnralement, les dfauts demboutissage sont des plis le long de la collerette de la pice emboutie lorsque la pression du serre-flan sur la tle nest pas suffisante, ou des problmes de fissuration dans les zones sollicites en traction plane lorsque la pression de serrage du serre-flan augmente. La mise en forme de pices automobiles en acier TWIP par emboutissage froid a mis en vidence loccurrence de ruptures systmatiques dans les zones de rtreint. La Figure 11a montre la fissuration dun longeron embouti froid. La Figure 11b est un exemple du mode de rupture observ sur un godet embouti. Le mode de rupture est caractris par un plan inclin denviron 45 dans lpaisseur par rapport la direction de sollicitation. La tle proche de la zone de rupture ne prsente pas damincissement marqu, le matriau prsentant une absence de striction pralable la rupture. Pourtant, lobservation du facis de rupture au microscope lectronique montre des cupules caractrisant une rupture de type ductile. Ce mode de rupture est couramment rapport pour des tles fines en alliages daluminium et daciers trs haute rsistance mcanique (aciers THR) sous certains modes de sollicitation comme par exemple en pliage, pliage sous traction ou lors dessais de stretch forming. On parle alors de rupture de type slant. La particularit de lacier TWIP est quil prsente ce mode de rupture dans la majorit des modes de sollicitation, y compris en traction uniaxiale, comme nous le verrons dans cette tude. Le facis de rupture est caractris par la prsence de cupules indiquant un mode de rupture ductile (Figure 12). La rupture se caractrisant par labsence de striction notable, la formabilit est surestime par des critres de rupture en instabilit plastique, critres qui sont couramment employs pour prdire la formabilit de tles. Cette problmatique a t aborde dans la littrature pour la rupture de certains alliages daluminium et daciers dans les modes de sollicitation prcdemment cits. La partie suivante prsente un tat de lart de ces tudes.

(a) (b) Figure 11 : Ruptures engendres dans les zones de rtreint lo rs de l embout issage

froid a) d un longeron et b) d un godet TWIP Fe22Mn0.6C [Thse Al la in]

Figure 12 : Mode de rup ture en tract ion uniaxiale d une prouvet te en ac ier TWIP

Fe22Mn0.5C. Le fac is de rupture prsente un carac tre duct i le [Scavino10]


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2.2 Etat de lart sur la rupture en mode slant

Le dveloppement de nouvelles nuances dacier au carbone trs haute rsistance mcanique et la demande de formes gomtrie complexe pour certaines pices automobiles ont conduit de nouvelles problmatiques de prdiction de la formabilit de tles. En effet, des ruptures en mode slant ont t observes lors de lemboutissage de tles dans les zones de pliage caractrises par un rayon de courbure faible ou dans les flans sollicits en pliage sous traction. Ces ruptures ne sont pas prdites par la courbe limite de formabilit dcrite conventionnellement par un critre en instabilit plastique (striction). La Figure 13 est un exemple de fissuration dans une zone de pliage lors de la mise en forme dun longeron en acier Dual-Phase DP600 [Hudgins06].Ce mode de rupture a galement t observ par Korhonen et al [Korhonen08] lors dessais demboutissage froid (stretch-forming) sur un acier inoxydable 304 (Figure 14a). Ces auteurs parlent de rupture ductile par cisaillement. Pour lacier TWIP, la rupture se produit dans la zone sollicite en rtreint alors que dans le cas de ltude de Korhonen et al, la rupture est localise dans la zone de traction plane. Au niveau microscopique, le facis de rupture prsente des cupules et certaines sont allonges en forme de fer cheval dans la direction du cisaillement (Figure 14b et c). Lacier inoxydable 304 tudi par Korhonen et al prsente une striction localise lorsque la tle est sollicite en traction uniaxiale jusqu rupture (Figure 15). Comme nous lavons mentionn prcdemment, lacier TWIP ne prsente pas damincissement notable la rupture, y compris en traction uniaxiale, ce qui le singularise par rapport aux aciers tudis par Korhonen et al.

Figure 13 : Rupture d un longeron automobile en acier Dual -Phase 600 [Hudgins06]

Hudgins et al ont tudi la sensibilit de diffrents aciers THR la rupture par cisaillement (HSLA350, DP600, TRIP780, DP780, DP980). Pour cela, des essais de pliage sous traction (Figure 16a) et de stretch forming (Figure 16b) sont raliss avec diffrents rayons de pliage et diffrents rayons de poinon pour les essais de stretch forming. Ces essais ont t choisis car ils induisent des modes de sollicitation proches de ceux rencontrs lors des procds de mise en forme et pour lesquels un mode de rupture par cisaillement a t frquemment observ. Lintrt de cette tude rside dans la comparaison des modes de rupture daciers prsentant des microstructures complexes et des caractristiques mcaniques diffrentes. Pour lacier DP600 et lacier DP780, deux tles par matriau, dpaisseurs diffrentes, sont galement testes. Cette tude nous permet de mettre en vidence des facteurs qui seraient du premier ordre pour induire un mode de rupture par cisaillement par rapport une rupture en traction (cest--dire avec une striction pralable).


26

Figure 14 : a) Rupture lors d un essa i d embout issage fro id sur un acie r 304. b)

Mode e t c) fac is de rup ture [Korhonen08]

Figure 15 : Rupture d une prouvette en acier inoxydab le 304 so l l ic i te en

trac t ion uniaxia le temprature ambiante [Korhonen08]

Figure 16 : Schmas des essa is ut i l iss pour valuer la sens ibi l i t des ac iers

tests la rupture par ci sa i l lement : a) P l iage sous t rac t ion, b ) Stre tch forming [Hudgins06]

(c)

(a) (b)


27

La Figure 17 prsente le mode de rupture en pliage sous traction dune tle dpaisseur 1mm en DP600 en fonction du rayon de pliage. Lorsque le rayon de pliage est de 1mm (Figure 17a), lprouvette prsente une rupture par cisaillement proche de la zone plie et paralllement celle-ci. Plus le rayon de pliage augmente, plus la rupture se produit dans une zone loigne de la zone de pliage. Pour un rayon suprieur ou gal 2,5mm, la rupture seffectue avec un angle de 45 par rapport la direction de pliage et la striction est de plus en plus marque avec laugmentation du rayon. Pour chaque acier, la charge maximale en pliage augmente avec le rayon de pliage puis devient constante pour une valeur critique du rapport (R/t), R tant le rayon de pliage et t lpaisseur de la tle. Hudgins et al observent que cette valeur critique (R/t)c est cohrente avec la transition de mode de rupture :

- Lorsque R/t < (R/t)c, alors le mode de rupture prsente un caractre slant. - Lorsque R/t > (R/t)c, alors le mode de rupture est proche de celui observ en traction

uniaxiale, se caractrisant par une striction localise.

Figure 17 : Mode de rup ture d prouvet tes en DP600 ( tle d pa isseur 1mm) sol l ic i tes en pl iage sous t rac t ion avec d i ff rents rayons de pl iage : a)1mm,

b)2,5mm, c)3 ,2mm, d)5mm, e)6 ,4mm e t f)12,7mm [Hudgins06] La formabilit des tles est gnralement estime avec des critres de rupture par instabilit plastique qui ne sont pas adapts pour des ruptures pilots par un mcanisme en cisaillement. Cest pourquoi, Hudgins et al considre que la valeur (R/t)c est une valeur reprsentative de la capacit de prdire la formabilit du matriau dans ce mode de sollicitation. Ainsi, lacier DP980 (tle dpaisseur 1,4mm) prsente une valeur de (R/t)c leve par rapport aux autres aciers tudis et il est ncessaire pour ce matriau de dvelopper un critre permettant de prdire la rupture par cisaillement. Dans cette tude, plus la valeur de (R/t)c est faible, plus la formabilit du matriau est considre comme bonne. Les essais de stretch forming prsentent des rsultats similaires aux essais de pliage sous traction avec une transition dans le mode de rupture : une rupture par cisaillement lorsque le rayon du poinon est faible et une rupture en traction dans le flanc de la tle lorsque le rayon augmente (Figure 18). De la mme faon, une valeur critique (R/t)c, avec R le rayon du poinon, est identifiable. Elle na cependant pas t mesure pour lacier DP980 car il prsente uniquement un mode de rupture par cisaillement pour les diffrents rayons de poinon tests dans cette tude. Les valeurs critiques identifies en pliage sous traction et en stretch-forming ne sont pas comparables une une mais Hudgins et al identifient avec ces valeurs une tendance gnrale et quelques singularits en fonction du matriau tudi.


28

Figure 18 : Mode de rup ture des prouvettes so l l ic i tes en stre tch- forming en fonc tion du rayon du po inon pour les d i f frents aciers tud is [Hudgins06]

La tendance gnrale est une augmentation de la valeur de (R/t)c avec laugmentation de la rsistance maximale en traction uniaxiale de lacier. Les caractristiques mcaniques, et notamment la rsistance mcanique, semblent du premier ordre pour prdire le mode de rupture. Par exemple, lacier DP780 et lacier TRIP780, caractriss par une rsistance mcanique similaire, prsentent la mme formabilit en stretch-forming alors que leur microstructure est trs diffrente. Cependant, Hudgins et al ont identifi quelques singularits dans les rsultats par comparaison avec la formabilit en pliage et avec la rduction de section rupture en traction uniaxiale. Gnralement, une rduction de section rupture leve en traction uniaxiale implique une formabilit considre comme bonne par ces auteurs, cest--dire que la rupture intervient majoritairement par striction dans les flancs, mme pour des rayons de pliage faibles. Un acier reprsentatif de ce type de comportement rupture est lacier HSLA. Lacier DP980 prsente une rduction de section rupture en traction uniaxiale 100% plus importante quun autre acier de mme rsistance mcanique. Pourtant, en stretch-forming, la rupture de lacier DP980 seffectue uniquement par un mode en cisaillement. De plus, Hudgins et al montrent que la rduction de section la rupture en traction uniaxiale dpend de la microstructure de cet acier : quand les bandes de sgrgation sont marques, la formabilit diminue. Hudgins et al concluent que la formabilit des aciers THR est galement influence par la microstructure comme par exemple les structures en bandes de sgrgation, la fraction de martensite, la rpartition des diffrentes phases Ces conclusions sont proches de celles de Wagoner et al qui font lhypothse dun lien entre le mode de rupture macroscopique et les htrognits de microstructure dans ces aciers, qui peuvent induire des concentrations de contraintes et des conditions de dformation diffrentes selon les phases du matriau [Wagoner09]. Nous pouvons complter ces rsultats avec ceux de Yoshida et al qui mettent en vidence linfluence du coefficient dcrouissage et de lpaisseur de la tle sur le mode de rupture en stretch-forming avec une dmarche similaire celle de Hudgins et al [Yoshida05].


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Ce chapitre a introduit les particularits de lacier TWIP en termes de microstructure, de mcanismes de dformation et de comportements mcaniques macroscopiques. Un tat de lart des connaissances du comportement de ces aciers nous permet de rflchir aux facteurs critiques qui peuvent influencer les mcanismes dendommagement et expliquer le mode systmatiquement slant de la rupture. A temprature ambiante, la dformation de lacier TWIP seffectue par maclage mcanique et glissement planaire de dislocations majoritairement dissocies. Lactivation dun maclage mcanique intense dpend dorientations cristallines prfrentielles dans les grains. Avant la rupture, la microstructure se caractrise par une trs forte densit de dislocations et par des faisceaux de nano-macles qui diminuent la taille de grains effective. Peu dtudes sintressent des ventuelles concentrations de contraintes induites par les interactions entre macles, macles/joints de grains ou macles/dislocations. Rcemment, Bouaziz et al font lhypothse du rle jou par ces interactions sur le fort effet Bauschinger mesur macroscopiquement [Bouaziz08]. Nous pouvons ensuite nous interroger sur linfluence dventuelles concentrations de contraintes sur lamorage de microcavits au sein de la microstructure. Lacier TWIP se caractrise galement par un mcanisme de pseudo vieillissement dynamique. Macroscopiquement, ce mcanisme se caractrise par une sensibilit ngative la vitesse de dformation et la prsence de hachures sur les courbes de traction uniaxiale. Dans ce mode de sollicitation, on observe une propagation continue de bandes de dformation le long du ft des prouvettes. Rcemment, certains auteurs sinterrogent sur linfluence de leffet PLC sur le mode de rupture mais les rsultats sont souvent controverss [Wang11]. Le lien avec le caractre slant de la rupture et la prsence de bandes de dformation nont pour linstant pas t identifi. Il faut noter que ce mode de rupture est rencontr par exemple pour des essais biaxiaux o les bandes de dformation ne sont pas observes. [Scavino2010]. Dans cette tude, il nous semblera donc intressant de vrifier si lexistence dun mcanisme de maclage mcanique et la prsence de pseudo vieillissement dynamique influencent le mode de rupture et la morphologie de lendommagement. La problmatique de formabilit de lacier TWIP en emboutissage se rapproche de celle rencontre pour dautres aciers qui prsentent des caractristiques mcaniques leves. Labsence de striction notable ne permet pas de prdire correctement la formabilit de ces aciers par des critres en instabilit plastique. Dans la littrature, diffrents auteurs se sont intresss aux essais demboutissage et de pliage sous traction pour tudier la rupture en mode slant rencontr lors de ces modes de sollicitation. Cependant, ces tudes nont pas mis en vidence de paramtre macroscopique dont une valeur critique puisse permettre de prdire la rupture. La capacit dcrouissage et la haute rsistance mcanique semblent jouer un rle significatif pour lobservation de ce mode de rupture mais diffrents facteurs comme la complexit de la microstructure, lpaisseur de la tle et le mode de sollicitation nont pas t carts.

3 Conclusion


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Chapitre 2

Prsentation de ltude

Cette tude sur la rupture des aciers TWIP se dcompose en deux approches : lune phnomnologique et lautre physique. Dans ce chapitre, la dmarche pour chaque approche est dabord dtaille. Aprs avoir prsent les deux nuances dacier TWIP tudies, la procdure exprimentale est tout particulirement dcrite, depuis les essais de caractrisation du comportement mcanique jusquaux essais induisant des modes de dformation plus complexes.

Chapitre 2 Prsentation de l'tude

35

Ltat de lart prsent dans le Chapitre 1 montre que les mcanismes de dformation des aciers TWIP sont bien connus aujourdhui, mme si certaines controverses subsistent. Lobjectif de cette thse est dapporter des connaissances sur lacier TWIP dans le domaine de lendommagement et de la rupture, domaine qui a t peu abord dans la littrature sur ces aciers. Cette tude passe par :

- une analyse phnomnologique avec la dtermination des caractristiques mcaniques locales la rupture par une approche la fois exprimentale et numrique,

- une analyse physique des mcanismes de rupture lchelle de la microstructure. Ces tudes deux chelles diffrentes visent identifier un critre de rupture quantitatif capable destimer la formabilit des aciers TWIP sous diffrents modes de dformation et utilisable avec les codes de mise en forme.

1.1 Approche phnomnologique de la rupture

La problmatique industrielle de rupture lors de la mise en forme de lacier TWIP et labsence de critre macroscopique comme microscopique capable de la prdire, nous conduisent nous intresser aux aspects phnomnologiques de la rupture. Cette tude comporte une approche exprimentale et numrique, et se situe dans le cadre particulier de la rupture ductile par cisaillement. Nous avons vu dans le Chapitre 1 que la rupture des aciers TWIP en emboutissage prsente un caractre en biseau (slant) et que le matriau semble sensible la rupture ductile par cisaillement. Mais tudier le comportement dun matriau en emboutissage par des essais sur godets est difficile car lexploitation de ces essais reste limite (utilisation de grilles de dformation). La simulation dessais de mise en forme est galement plus complexe que la simulation dessais simples dans un plan donn de la tle (les conditions aux limites, par exemple les frottements, ne sont pas toujours bien connues). Surtout, sur lensemble des modes de dformation tests, la rupture de lacier TWIP sest toujours produite en mode slant y compris en traction uniaxiale monotone. Le mode de rupture observ en traction uniaxiale est donc dj reprsentatif du mode de rupture en emboutissage. Ltude exprimentale consiste largir la base exprimentale diffrents modes de sollicitation et dterminer les facteurs critiques entranant la rupture en mode slant de lacier TWIP. Lide est de raliser des essais en tant capable de les instrumenter et de les analyser mcaniquement, notamment par simulation numrique. En plus des essais de caractrisation mcanique classiques, deux gomtries dprouvettes ont t utilises : lune pour caractriser le comportement rupture en cisaillement de lacier TWIP, lautre pour tudier spcifiquement la rupture slant. La gomtrie de ces prouvettes qui permettent des essais sous sollicitations complexes est prsente dans la partie 3.3 de ce chapitre.

1 Position du problme et prsentation de la

dmarche


36

Il sagit : - dun essai de cisaillement dans le plan de la tle jusqu rupture (Partie 3.3.1), - dun essai sur une prouvette entaille dans lpaisseur de la tle (Partie 3.3.2),

induisant une rupture en mode slant dans une zone localise et connue de lprouvette.

Ltude numrique consiste simuler lensemble des essais mcaniques raliss jusquau niveau de rupture relev exprimentalement. Ces simulations ne sont possibles quaprs avoir identifi un modle de comportement valid sur une large gamme de sollicitations, et surtout dans la gamme de sollicitations que les essais sous sollicitations complexes feront intervenir. La simulation des essais mcaniques permet danalyser mcaniquement la rupture en estimant les dformations et surtout les contraintes locales (ces dernires tant impossibles mesurer exprimentalement). Dans un premier temps, le comportement mcanique des deux nuances tudies a t caractris partir des essais suivants :

- des essais de traction uniaxiale sur prouvettes lisses, raliss dans deux gammes de vitesses de dformation : faibles vitesses (10-4s-1


37

Ainsi, lors de la dcharge dune prouvette pr-dforme, la contrainte dcoulement dans la direction retour est atteinte durant la dcharge et de la dformation plastique est observe avant le dbut de la sollicitation retour. Ce rsultat exprimental rend vident le rle des contraintes internes sur leffet Bauschinger. Etudier leffet Bauschinger revient donc tudier leffet dune pr-dformation plastique sur les proprits mcaniques dun matriau. Un essai de traction-compression dans la direction du plan de la tle est difficile raliser car la dformation plastique atteignable en compression avant flambage est faible. Leffet Bauschinger a donc t caractris par des essais de cisaillement avec trajet retour. La caractrisation du comportement mcanique en cisaillement permet galement de modliser de faon correcte les essais sous sollicitation complexe qui induisent ce mode de sollicitation. A partir de ces essais de caractrisation du comportement mcanique, un modle de comportement est identifi par un calcul doptimisation. Il est ensuite valid par simulation des essais sous sollicitations complexes et comparaison avec les mesures exprimentales. La caractrisation du comportement mcanique, lidentification dun modle de comportement et sa validation sur les essais sous sollicitations complexes constituent le Chapitre 3 de ce manuscrit.

1.2 Analyse physique de la rupture

Le Chapitre 4 a pour objectif la comprhension des mcanismes physiques menant la rupture. Cette tude, une chelle plus locale que la prcdente, est ralise grce lobservation des modes et facis de rupture et de la microstructure de dformation. Les modes de rupture (observations macroscopiques) et les facis de rupture (observations microscopiques) des diffrentes prouvettes utilises ont t analyss afin de comprendre linfluence de divers paramtres sur la rupture, cest--dire linfluence: - du sens de prlvement des prouvettes (prouvettes lisses sollicites en traction

dans les sens long, travers et diagonal), - de la triaxialit des contraintes (triaxialit plus leve lors des essais de traction sur

prouvettes entailles, triaxialit nulle lors des essais de cisaillement dans le plan de la tle),

- du mcanisme de pseudo vieillissement dynamique, - des mcanismes de dformation en jeu (prsence ou non de maclage mcanique en

plus du glissement des dislocations). La vitesse de sollicitation et la temprature sont deux facteurs sur lesquels nous pouvons intervenir pour tudier linfluence sur la rupture de la prsence dun pseudo vieillissement dynamique temprature ambiante et de la dformation par maclage mcanique. En effet, le vieillissement dynamique est un mcanisme prsent dans un certain domaine de temprature et de vitesse de dformation. De mme, le maclage mcanique est le mcanisme de dformation prpondrant temprature ambiante mais est absent temprature leve (car lnergie de dfaut dempilement augmente avec la temprature, cf. Chapitre 1). Des essais quasi-statiques de traction uniaxiale 400C et 600C ont donc t raliss dans le but de comparer les facis de rupture de ces prouvettes (dformes sans intervention du maclage mcanique) avec ceux des prouvettes sollicites temprature ambiante. Nous disposons galement de facis de rupture dprouvettes sollicites en


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traction des vitesses de dformation moyennes (de lordre de 100s-1). Dans ce domaine de vitesse, on nobserve pas de vieillissement dynamique (et la sensibilit la vitesse est positive). Lensemble des facis de rupture a t observ au microscope lectronique balayage (mode lectrons secondaires, 10kV, distance de travail denviron 5 mm). Pour tudier la rupture lchelle microstructurale, la prsence dendommagement a t recherche dans les zones de rupture et en pointe des fissures. Pour tre capable darrter la propagation des fissures sous chargement monotone, qui est trs instable dans ces matriaux, des prouvettes de dchirure Kahn ont t utilises. Bien que les courbes ne soient pas exploitables quantitativement, un flambage latral ayant eu lieu au cours des essais (du fait de la trs forte dformation avant rupture de ces prouvettes), une propagation stable de la fissure a t obtenue et interrompue sur certaines prouvettes. Les prouvettes concernes ont ensuite t polies et lendommagement a t recherch en pointe de fissure. Nous verrons dans le Chapitre 4 que peu dendommagement a t mis en vidence par sections mtallographiques. Ce rsultat nous a conduit utiliser un outil dimagerie plus avanc : la microtomographie. Des observations des zones de rupture de diffrentes prouvettes ont t ralises lESRF de Grenoble et lun des rsultats a fait lobjet dun article publi ce jour [Lorthios10]. Cet article fait partie intgrante du Chapitre 4.

1.3 Identification dun critre de rupture

Lobjectif de cette tude est de dterminer un critre de rupture macroscopique valide sous diffrents modes de dformation. Dans un premier temps, la courbe limite de formabilit (CLF) de lacier TWIP a t identifie partir des essais exprimentaux raliss dans cette tude. Il sagit de la CLF rupture puisque pour lacier TWIP la ruine et la rupture sont deux tats trs proches (la ruine entranant immdiatement la rupture du matriau). La base exprimentale a galement t largie par des essais raliss par la socit prestataire MatFem [Rapport_Goncalves] sur les mmes nuances dacier TWIP que celles tudies ici. Lensemble des essais exprimentaux ont t simuls afin destimer les caractristiques mcaniques locales (triaxialit, contraintes, vitesses de dformation) la rupture. Cette tude nous permettra de nous orienter vers un critre de rupture que nous discuterons par comparaison aux critres de rupture employs dans la littrature. Linfluence du critre de plasticit sur la forme de la CLF est galement tudie. La dernire partie du Chapitre 5 est consacre linfluence de la prise en compte des phnomnes de localisation et de sensibilit la vitesse sur la prdiction de la rupture. Daprs ltat de lart du Chapitre 1, lacier TWIP prsente des caractristiques proches de celles observes en prsence de vieillissement dynamique. Il nous semble important den tenir compte lorsquon tudie la rupture. Nous avons donc identifi un modle de comportement tenant compte de ce mcanisme, que nous appellerons pour simplifier Modle PLC . Il nous permettra dtudier la fois leffet de la dformation par bandes de localisation sur les contraintes locales lors dun essai de traction uniaxiale, et galement linfluence de la sensibilit la vitesse sur lcrouissage. Nous verrons sil est ncessaire ou pas de tenir compte de la sensibilit la vitesse de dformation pour prdire correctement la rupture, notamment lorsque lessai induit une vitesse de dformation htrogne dans la structure.


39

Deux nuances daciers TWIP sont tudies : lune, que nous nommerons Fe22Mn0.6C, contient 22% de manganse et de 0,6% de carbone et lautre, que nous nommerons Fe17Mn1.0C, contient 17% de manganse et de 0,9% de carbone (en masse). Il sagit dalliages Fe-Mn-C basse nergie de dfaut dempilement (typiquement 20mJ.m-2 20C). Elle a t labore partir de ltude du diagramme de stabilit des phases pour un alliage ternaire Fe-Mn-C, et de la variation de lnergie de dfaut dempilement en fonction de la temprature et de la composition (Figure 19).

XH

adfi

eld

Alliage binaire FeMn

x

Maclage mcanique intense

Fe22Mn0.6C

Fe17Mn1.0C

Figure 19 : Diagramme dexistence des phases Fe-Mn-C aprs dformat ion en

trac t ion temprature ambiante [Sco tt04] La microstructure initiale de ces matriaux est austnitique. La composition a t choisie pour garantir la dformation par maclage mcanique et glissement de dislocations (et non par transformation martensitique). Les tudes conduites par ArcelorMittal ont conclu que les proprits mcaniques gnres par leffet TWIP taient optimales lorsque la composition de lacier se situe la limite des domaines de transformation martensitique et de dformation par maclage mcanique [Scott04]. Par rapport la nuance tudie par S.Allain [Thse Allain], la nuance Fe22Mn0.6C tudie ici est allie 0,2% en masse de vanadium. Le vanadium permet daugmenter la limite dlasticit de cette nuance denviron 200MPa grce la prcipitation de petits carbonitrures de vanadium lors du recuit continu. La composition Fe17Mn1.0C est une nuance nouvellement ltude. Elle est allie 0,3% en masse de vanadium. Ces nuances contiennent environ 8 ppm de soufre. Les brames sont lamines chaud jusqu une paisseur denviron 3mm puis froid pour obtenir une tle de 1.5mm, recristallise ensuite par recuit continu. Nous travaillons sur des tles nues. A ltat de rception, la microstructure de ces aciers prsente de petits grains dont la taille moyenne est de 2-3m (Figure 20). La microstructure prsente une taille de

2 Matriaux


40

grains faiblement htrogne avec des zones o la taille de grains est de quelques microns et quelques grains dont la taille est denviron 10m. Remarque : Dans tout ce qui suit, le sens L correspond au sens de laminage de la tle, le sens T au sens travers long et le sens TC au sens travers court (paisseur).

10m

T

L

Figure 20 : Microstructure l tat ini t ia l , dans le p lan de la t le , de la nuance Fe22Mn0.6C aprs po li ssage + a t taque lectro lyt ique (observat ion au microscope

optique) Une observation au microscope lectronique balayage (MEB mode lectrons secondaires) de la tranche de la tle met en vidence la prsence de multiples bandes de sgrgation parallles au plan de la tle (Figure 21).

TC

L 10m

Figure 21 : Microstructure l tat ini t ia l , dans la t ranche de la t le , de la nuance

Fe22Mn0.6C aprs po li ssage mcanique e t f in i t ion la s i l ice co l lodale (observat ion au MEB)


41

3.1 Essais de caractrisation du comportement mcanique

Les essais de caractrisation du comportement mcanique comprennent :

- des essais de traction uniaxiale sur prouvettes lisses, des vitesses de dformation faibles et moyennes,

- des essais quasi-statiques de traction sur prouvettes entailles (trois rayons dentaille),

- des essais de cisaillement avec trajet retour et de cisaillement cyclique.

Les essais de traction quasi-statiques sur prouvettes lisses et entailles ont t raliss sur une machine servo-hydraulique MTS quipe dune cellule de 50kN pour la nuance Fe22Mn0.6C et Instron avec une cellule de 250kN pour la nuance Fe17Mn1.0C. La gomtrie de ces prouvettes est prsente sur la Figure 22.

Figure 22 : Go mtr ie des prouvet tes de tract ion a ) l isses et entai l les de b) rayon R=0,5mm, c) R=1mm et d ) R=2mm

Ces prouvettes ont t usines par lectrorosion au fil en pleine tle dans trois directions principales : le sens long (L), travers long (T) et diagonal (45), comme schmatis sur la Figure 23.

3 Essais mcaniques et techniques exprimentales

18

100

10

45

R0,5

4

18

100

10

R245

4

18

100

R1

45

10

4

20

12,5 150

60 R20

(a) (b) (c) (d)


42

L

T

45

Plan de la tle

Figure 23 : Prlvement des prouvettes dans le sens de laminage de la t le (L) , le sens t ravers long (T) et en d iagonal (45)

Les essais de traction uniaxiale sur prouvettes lisses ont t effectus des vitesses de traverse de 0,023mm/s, 0,23mm/s et 2,3 mm/s soit une vitesse de dformation initiale de 4.10-4s-1, 4.10-3s-1 et 4.10-2s-1. Les dformations longitudinales sont dduites de lallongement mesur partir dun extensomtre MTS de longueur de jauge 9 mm, la longueur du ft de lprouvette tant de L0=60mm. Les dformations latrales ont t mesures partir dun rtractomtre (Figure 24). Deux prouvettes par condition exprimentale (sens de prlvement et vitesse) ont t testes pour vrifier la reproductibilit des courbes macroscopiques. Bien que les courbes se superposent parfaitement en terme dcoulement plastique, nous verrons dans le Chapitre 3-1 quil y a un peu de dispersion sur lallongement rupture.

(a) (b)

longitudinal

latral

Rtractomtre

Extensomtre longitudinal

Figure 24 : Mesure des dformat ions longitud inales e t la tra les l a ide

dextensomtres mcaniques, a) pho to e t b) schma du montage


43

La contrainte nominale et lallongement relatif peuvent tre directement dduits des relations (1) et (2) :

0S

Fn = (1)

0L

Ln

= (2)

o F est la force applique la surface initiale 0S de lprouvette, L lallongement de lextensomtre et 0L la longueur de jauge initiale. Lallongement rupture At, la limite dlasticit Re et la rsistance mcanique Rm ont t mesurs sur les courbes nominales. La limite dlasticit Re correspond la valeur de la contrainte lorsque la courbe nominale scarte de la linarit. Les contraintes et dformations vraies sont dtermines avec les relations (3) et (4) sous une hypothse de conservation de volume.

)1.(.

.

00

nnv LS

LF

S

F +=== (3)

)1ln()ln(0

nv L

L

L

L +=== (4)

Lanisotropie en dformation est caractrise par les coefficients de Lankford, dont la dfinition est rappele avec les relations (5) (8). Ils sont calculs partir des dformations vraies longitudinales, latrales et dans lpaisseur de la tle.

Coeff ic ient de Lankford = p

allongitudin

p

latral

p

latral

p

paisseur

p

latral

= (5)

Cest--dire, lorsque la direction de sollicitation est parallle au sens long de la tle :

pS

PTR

=0 (6)

Lorsque la direction de sollicitation est parallle au sens travers de la tle :

PS

pLR

=90 (7)

Lorsque la direction de sollicitation est parallle au sens diagonal de la tle :

PS

P

R 45

45= (8)

avec PL , PT et

P45 les dformations plastiques vraies dans le sens long, travers long et en

diagonal de la tle (-45), PS les dformations plastiques vraies dans le sens travers court (paisseur).


44

Pour raliser des essais de traction uniaxiale des vitesses de sollicitation moyennes, un dispositif spcifique doit tre utilis (Figure 25). Ainsi, les essais de traction des vitesses de 50s-1 et 110s-1 ont t raliss sur une machine de traction grande vitesse Instron. Ce dispositif de traction impose lutilisation dune prouvette dont la longueur de lune des ttes dprouvettes est leve (typiquement, ici, 230 mm). En effet, la vitesse de sollicitation tant leve, il y a une course minimale ncessaire pour que le vrin atteigne la vitesse impose. Le vrin se dplace donc verticalement le long de lprouvette et une fois la vitesse impose atteinte et stabilise, le vrin agrippe la tte dprouvette. Ces prouvettes ont t usines par lectrorosion au fil en pleine tle. La charge est mesure par lintermdiaire de jauges de dformation colles sur lune des ttes dprouvettes. Deux lasers permettent de suivre lallongement du ft de lprouvette au cours de lessai. Lessai en traction vitesse moyenne provoque un chauffement le long de lprouvette. Cependant, cet chauffement nexcdant pas 100C, les mcanismes de dformation de lacier TWIP nen sont pas modifis (cf. Chapitre 1).

Jauge de dformation pour estimation de leffort

(a) (b)

Figure 25: a) Disposi t i f de t ract ion grande vi tesse, b) Gomtr ie d 'prouve tte (ctes en mm)

Les essais de traction sur prouvettes entailles sont pilots par la traverse dont la vitesse de dplacement est impose 0.5mm/min. Deux extensomtres clip permettent de mesurer louverture de chaque entaille au cours de lessai et de vrifier lalignement du montage en comparant la rponse des deux extensomtres (Figure 26). La Figure 27 est un exemple reprsentatif de louverture dentaille mesure par les deux extensomtres clips lors dun essai de traction sur prouvette entaille. Lcart entre les deux mesures se situe surtout au dbut de lessai. Sur lensemble des essais, une diffrence maximale de 3,4% a t constate. Compte-tenu de ce faible cart, la courbe moyenne entre les rponses des deux extensomtres a t choisie pour dcrire lvolution de louverture dentaille avec le temps.


45

Extensomtres clip

Figure 26 : Mesure de l ouver ture des entai l les l a ide d extensomtres cl ip

0

0,5

1

1,5

2

2,5

0 200 400 600

Extensomtre 1

Extensomtre 2

Ouv

ertu

re d

e l

enta

ille

(mm

)

Temps (s)

Figure 27 : Ouverture de l enta i l le mesure par deux extenso mtres c l ip lor s d un essa i de t ract ion sur une prouvet te entai l le (R=1mm ; Fe22Mn0.6C)

Les rsultats des essais de traction sur prouvettes entailles sexpriment en termes de contrainte nette (charge rapporte la surface minimale entre les deux entailles avant dformation) en fonction de louverture moyenne dentaille. De mme que pour les essais de traction sur prouvettes lisses, deux essais par condition exprimentale (rayon dentaille et sens de prlvement) ont t effectus. Une bonne reproductibilit des rsultats a t constate. Surtout, les valeurs douverture dentaille la rupture sont beaucoup moins disperses que les allongements rupture en traction sur prouvettes lisses. Nous commenterons ce rsultat dans le Chapitre 3-1.2. Les essais de cisaillement avec trajet retour ont t mens sur un dispositif dvelopp par ArcelorMittal Research Maizires-ls-Metz (Figure 28). Lessai est pilot par la traverse, en charge, une vitesse de 0.5kN/s. Des prouvettes de forme rectangulaire, de dimension L0 = 45mm et l0 = 30mm ont t dcoupes par usinage mcanique. Les mors sont auto-serrants et sont bloqus dans la direction verticale. La direction de sollicitation est horizontale et est parallle au sens travers de la tle.


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Mors mobile

Mors fixe

Fcisaillement

l0

T

L

e0

Figure 28 : Disposi t i f expr imenta l permet tant la ral i sat ion d essa is de cisai l lement

Le dplacement de la tle dans la direction de cisaillement est mesur grce au suivi dun marquage par un dispositif de camra optique. Langle (cf. schma de la Figure 28) est alors dduit et permet de calculer la dformation e12 de la manire suivante :

tan= , 212=e (9)

La contrainte de cisaillement 12 est calcule partir de la force mesure avec la cellule de charge au cours de lessai et des dimensions initiales de lprouvette (paisseur e0 et largeur l0) :

0012 .le

Fcis= (10)

Les essais ont t mens jusqu 20% de dformation. Au-del, une dchirure dans les mors est constate. Ces essais permettent donc de caractriser le comportement plastique mais pas le comportement rupture puisque la rupture est certainement influence par le serrage de lprouvette dans les mors.

3.2 Essais de traction chaud

Les essais de traction diffrentes tempratures (400C et 600C) ont t raliss sur une machine MTS quipe dune cellule de charge 100kN. Ils ont t effectus des vitesses de dformation initiales de 1.10-5s-1 4.10-2s-1. Les mors de traction et lprouvette sont entours par un four radiation deux lampes. La gomtrie de lprouvette pour les essais de traction chaud a t modifie par rapport celle utilise pour les essais de caractrisation mcanique, compte-tenu de la petite taille de la chambre du four et de la grande capacit de dformation de ces aciers (Figure 29) Elles ont t usines en pleine paisseur de tle par lectrorosion au fil. Les mcanismes de dformation de lacier TWIP dpendant entre autres de la temprature (cf. Chapitre 1), le contrle de lhomognit de la temprature le long de lprouvette est primordial. La temprature du four est pilote par un thermocouple chromel-alumel soud par point au centre de lprouvette. Un moufle a t plac autour de


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lprouvette pour amliorer lhomognit de temprature le long de lprouvette. Celle-ci est vrifie par lintermdiaire de deux autres thermocouples fixs de part et dautre du ft de lprouvette. Le gradient maximal de temprature mesur a t de 10C le long du ft.

Figure 29 : Go mtr ie de l prouvet te de t ract ion chaud (ctes en mm)

Linfluence de la gomtrie dprouvette a t vrifie en ralisant un essai de traction t

endommagement des aciers twip pour application automobile

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