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Deformation plastique du systeme biphase fer-argent de composition equivolumique
DEFORhfATION PLASTIQUE DU SYSTEtifE BIPHXSE FER-ARGENT DE COMPOSITION EQtrWOLU>fIQUE ROGER LE H,\ZIF Section de- Recherches de Mttaliurgir Physique, Centre de Recherches XuclPaires de Saclay. BP n?, 91190. Gii Sur Yvetre, France
RCumk--On Ctudie la deformation plastiquc en compression du systtmr biphasi fcr-argsnt oh 1:s deur phases sont en concentration volumique igale ijO”,) et fortement connscttes. A temperature ambiante et g vitesse de d&formation imposke. les phases se redistribuent au iours de la d&formation en couches alter&es de fer et d’argmt perpendiculairement A la direction de compression. On pense que la limite iiastique est cont&te par 13 fer. et la consolidation est conti+l$e par I’argent apres 30”, environ de deformation. A 611’C. sous contrainte constante la redistribution des phases s’opere di&remment. la phase argrnt entoure la phase fer qui se disperse. La vitesse de d&formation augmente au tours de la &formation.
Abstract-Plastic deformation in compression has been studied in a two phase Fe-Ag system containing phases of equal concentration (50”;) by volume which are closely interconnected. During deformation at ambient temperature and at a given stmin rate. the phases are redistributxi into alternating IaTers of iron and silver, normal to the direction of compression. It is believed that the yield strength IJ controlled by the iron, and that strengthening is governed by the sil;:r at strains greater than about 30°i. The redistribution of phases occurs in a ditTerent manner at 613’C under a constant tensile stress: the siiver phase surrounds the dispersing iron phase. The strain rate increases during deformation. Zusammenfassung-Es wird die Druckverformung des zweiphasigen Systems Eisen-Silber untersucht. bie dem die beiden Phasen in gleicher Volumkonzentration (50:6) und stark vermischt aoftreten. Bei der vorgegebenen Verformungsgeschwindigkeit verteilen sich die Phasen bei Raumtempera:ure im Laufe der Verformung urn in altemierende Lagen aus Eisen und Silber senkrecht zur Druckrichtung. Es wird angenommen. daD die elastische Grenze durch das Eisen bestimmt wird: die Verfestigung wird durch das Silber nach etwa 307*:Verformung bestimmt. Bei 611’C wirkt die Umverteilung der Phasen unter konstanter D Spannung verschirdrn: die Siibe:phase urns&lie& die Eisenphase. die sich zerteilt. Die Verformungsgeschwindigkeit nimmt im La& dtr Verformung zu.
I. INTRODUCTION Nous savons que, pour de nombreuses raisons, les mkwx purs sont trb peu utilisk suf le plan pratique et que les besoins technologiques ant, par contre, conduit g l’klaboration d’alliages plus ou moins complexes rkpondant B des &t&es spkcifiques t&s varits. Les mkanismes qui contr6lent la dkformation de ces alliages sont trt% difficiles B analyser et pour les comprendre les itudes doivent ttre mentes sur des systkmes relativement simples. 11 est clair que parmi ceux-ci les systtmes biphasks occupent une place importante. d’autant que de nombreux systkmes biphais sont trks couramment utiliis dans l’industrie. Bien que ces systemes soient relativement simples. on constate toutefois que les caractkistiques plastiques sont trts diffkrentes d’un systime g un autre. et le point le plus important peut-5tre reside dans le fait que le comportement en dtformation est Ctroitement Ii6 6 la morphologie, B la taiIle et i la repartition des phases en prtsence. Tenant compte de la r&partition des phases, nous
pouvons grossikrement classer les alliages biphask en 3 groupes: 1. Les dispersdides. L’ne des phases est sous forms de particules disperkes dans une matrice qui forme la seconde phase. 2. Les eutectiques. 3. Les alliages biphasks “connect&s”-(connect2 signilie, que chacune des phases forme un squelerrc plus ou moins imbriqui dans l’autre). Les 2 premiers groupes sont dkjh particulikement bien Ctudiks et nous pouvons rappeler queiques propriktts bien ktablies: une fine phase disperske dans une matrice (ex: alliages du type S.AP) peut consid& rablement au,gmenter la rkistance au fluage. Lcs alliages eutectiques prtsentent des caractkistiques trts variees allant d’une forte anisotropie mtianique dans Ie cas des eutectiques orient&. jusqu’g Otre isotropes et superplastiques si les grains de phases sent rkpartis de facon homogtne tout en Ctant trts petits (n < lo-‘cm) et iquiases.
2.G
LE H.AZIF:
DEFORMATION
PLASTIQL’E DU SYSTEME BIPHASE Fe-Ag
On constafe par conrre que 12 troisiPme groupe a Pti tres peu itudis et c’est pourtant celui dans lequel on peut peut-&re classer le plus grand nombre d’alliages industriels (cx: laiton z. fi; aciers austt!nitoferritiques). L’inttrPt d’Ptudier ces sbstemes appxxit done immidiatement. On ne peut toutefois entreprendre une 2tude m&anique et plastique de ces syst2mes que dans le cas de mod&s simples oi la reartition des phases est identique. Ceci correbgondrait au cas oh Ies 2 phases sont de concentration volumique 6gale et sous forms de dew phases continues. fortement connect&s et imbriq&es I’une dans I’autre. S’il e&e peu d’etudes SW de tels systkmes, c’est probablement parce qu’il n’est pas facile de prkparer des alliages biphasPs hautcment connect& pos&ant une ripartition des phases et une concentration volumique contr6Ees. Les conditions de composition et de rkpartition des phases Ctant en effet imposies par les diagrammes d’2quilibre des constituants et les conditions de refroidissement de l’alliage. Or. des techniques nouvelles (mttallurgie des poudres sous vide ou sous atmosph?re contr616e et frittage ti haute temp6rature sous compression isostatique) permettent maintenant de prCparer des alliages de bonne qualit OU la concentration et la rkpartition des phases peuvent &re dttermin&es n priori. Profitant de ces techniques. nous avons done entrepris de faire I’etude de la diiormation plastique sur des systimes biphasb simples oti les phases sent de concentration t5quivoluxnique. tres fortement connect&. et sous forme de dew squelettes etroitement imbriquts I’un dans I’autre. Dans un premier stade nous avons choisi le systtme fer-argent pour Ies raisons suivantes:
-Lrs charactrristiques physiques et m&zmiques de ces deux m&un sont bien connues. -Leur comportement en deformation plastique est d6jh bien analysC. -Des informations sur l’autodiffusion dans les deua m&u.u, ainsi que sur la diffusion am joints de grains et aux interfaces fer-argent existent. -Ces Clkments sent quasiment insolubles I’un dans l’autre, ce qui devrait permettre d’analyser le comportemcnt du systZme Fe-Ag en sachaot que le fer et I’argent restent quasiment ‘purs’ dans I’alliage.
II. l?XHXIQL-ES
E.WERIME\TALES
II.1 Miclge nr tfepart L’alliage a CtC prtpari par frittage de poudre de fer et d’argent P 9OO’C SOW pression hydrostatique de 13 kbar. La taille des poudres initiales est de 10 A 50 x lo-’ cm. La structure finale est caracteristique d’un mtlange homogine des 1 phases fet et argent; les deux phases sent bien connect&s et itroitement imbriqutes I’une dans I’autre. Quelle que soit la section observie dans le lingot nous n’ayons pas observt d’hCtCrog&Ms particuliires. La Fig. 1 montre Paspect structural de I’alliage. Des mesures de surfaces relatives des phases en presence sur chaque section plane, nous donnent des valeurs de 50 k ST,;. Ceci indique une rtpartition homogine en volume des phases dans I’alliage. II.1 Essais mhcaniqurr
Les essais ont Ct&effectuCs en compression A des vitesses de dkformation (i) comprises entre 7 x lo-’ et 7 x IO-” s-’ et A des temperatures se situant entre
Fig. I. Structure d’un allia_ee Fer-Argent de concentration Quivolumique (50;5OJ Mt.5 B 9WC sous 13 kbar: I’ar_nentest en clair. le fer est en fond.
LE HAZIF:
DEFORMATION
PLASTIQUE
DU SYSTEXIE
BIPHASE
Fe+
2-19
111.1(c)Ecolution de In srrucrwe en cows de d@r- 196 et 600°C (= 77 et 873 K ce qui situe le domaine mation: essais b 25’C. La structure &olue en fonction entre 0.06 et 0,71 T/ oh T, est la temperature absolue de la deformation. On constate que Ies dew phases de fusion de I’argent). (Dans ce qui suit now nous refererons toujours a la temperature de fusion de I’ar- ont tendance 6 s’etaler perpendiculairement a la direction de compression. Cet aspect commence a etre bien gent; en rappelant que T,Ag = 0.7 T/,,.) visible des 40% de deformation: a partir de 75”; et -Des essais d’analyse de la structure en fonction de la dkformation ont Cte effect& jusqu’a E = loons& jusqu’a loOy< (valeur limite de nos experiences) les deux phases semblent separees I’une de I’autre et se sur des echantillons deform& a 25’C (= 29s K ou presentent sous forme de couches de fer et d’argent 0,24 T/), B la vitesse de deformation i de l’ordre de superposees. Les aspects que nous venons de dicrire 6 x lo-js-‘. -Le mCme type d’analyse a ite effectd sur des sont bien illustres par les Figs. 5 et 6. Des coupes paralleles aux faces de compression (perpendiculaires Cchantillons deform& en fluage a 614’C (= 887 K ou a I’axe de compression) montrent effectivement des 0.72 T,.), sous contrainte constante de: 2.5 kgf/mm’. -Parallelement a I’analyse de l’evolution de la zones plus ou moins riches en Ag et en Fe (Figs. 7a et b). structure en fonction de E des essais de micro durete 111.1(d) Essais de durek Parallelement 6 l’etude ont Ctt effectuis sur chaque phase, a divers taux de micrographique de la structure. nous avons effect& dtforma tion. -Pour servir de reference, des Cchantillons de fer des essais de microdurete mHv 20 sur chaque phase et d’argent (prepares a partir des memes poudres que a differents taux de deformation: Ies valeurs representees sont les valeurs moyennes de 30 mesures sur l’alliage et dans les mimes conditions que celui-ci) ont ett testes dans les conditions identiques a celles chaque phase; les essais ont ete effect&s sous 20g. a l’aide dun microdurometre Reichert. On observe appliquees aux echantillons Fe-Ag. -Les examens micrographiques ont et& effectues une croissance rapide de la durete du fer jusqu’a E = 30% environ, et une augmentation plus faible par apres polissage mecanique, et attaque dans le bain la suite; la phase argent durcit regulierement en fonc(alcool + 5% HNO,). tion de la deformation (Fig. 8). 111.1(e) Awl_)se de rtbxltnts sw ku de~ornmtion de I’allinge Fe-Ag cl 25’C. 1. L’alliage fer-argent commence a se deformer (limite elastique) pour des III. RESULTATS EXPERMENTACX valeurs de la contrainte me Cquivalentes 6 la conIII.1 Essuis ci vitesses de dbformrion constunte trainte d’ecoulement du fer et la variation de me avec la temperature est identique a celle du fer. IILl Co&es contrainte (o)-de$iormtion (e). L’as2. Les courbes G+ de l’alliage presentent un regime pect des courbes of, est classique. Aprb la limite transitoire tres prononce, qui s’etale jusqu’a E 1 30”,/,. ilastique macroscopique ~c, on observe un regime 3. Les phases fer et argent se redistribuent en fonctransitoire qui precede un regime quasi-lineaire. tion de la deformation. On note toutefois que si le regime lineaire est 4. La durete de la phase argent varie de facon obtenu entre 5 et 10% de deformation pour le fer monotone et reguliere en fonction de la deformation: et l’argent. il faut atteindre prts de 40% de deformation pour I’observer dans l’ailiage Fe-Ag. La Fig. 2 la durete de la phase fer varie rapidement au debut de la deformation, ceci jusqu’a 3OqAenviron. la varimontre l’aspect des courbes G+ obtenues a 25’C pour ation de durete devenant plus lente par la suite. une vitesse de deformation e de I’ordre de 7 x I1 est clair, que l’on ne peut pas analyser Ies risul10-j s-i, sur des Cchantillons de fer, d’argent et de tats, avec les modeles classiques, (utilises pour des Fe-Ag. regimes de deformation linhires) puisque la structure La Fig. 3 montre une courbe b-e, et. la courbe de l’alliage Cvolue constamment avec la deformation, derivee &, (ou 0 = &/a), pour un Cchantillon de Fe-Ag deforme dans les memes conditions que prece- ou du moins jusqu’a 407/,. Nous avons done cherche a voir quel serait le parametre qui pourrait (de facon demment et jusqu’a E = 100%. Ces courbes montrent clairement l’obtention dun regime quasi-lineaire a qualitative) rendre compte de l’allure des courbes G+ et des resultats micrographiques. Une premiere anaE = 4004. lyse semble indiquer que le debut de la deformation 111.1(b) Variation de la hire hstique macroscopique (Go) de Palliage Fe-Ag (50/50) en fonction de la est control& par la deformation du fer. Le taux de consolidation &j&r devrait etre celui remphratnre. On constate que la limite Clastique macroscopique de l’alhage Fe-Ag est de l’ordre de la de la phase qui contrdle. Nous avons done tracC les courbes 0-f pour I’alliage. pour le fer et pour l’argent, moitie de celle du fer. Si on admet qu’effectivement la moitie de la section de l’alliage est compose de pour des echantillons deform& dans les memes condifer, en multipliant la limite elastique de I’alliage par tions. La Fig. 9 rend compte des resultats obtenus 2, on trouve que les valeurs des limites tlastiques du pour des Cchantillons de fer, d’argent et d’alliage fer et de l’alliage sont identiques (Fig. 4). Ceci nous Fe-Ag (50/50) deform& a 25X. Comme pour la hmite Clastique Go, nous avons normalise le H de l’alamine a poser que c’est le fer qui controle le debut liage par rapport au fer et a l’argent purs en portant de la deformation de l’alliage.
LE HAZIF:
DEFORMATION
PLASTIQUE
DU SYSTEME BIPHASE Fe-Ag
Fe
(4
I
IL-L,’ 4
6
6
3
6
9
12
I
I
I
2
20
30-&+m2) 2724 21-
(b)
15
18
21
24
1
I
27
J 30
Fe-Ag
(c)
I 3
I 6
Iv
1
9
I
I
15
I
21
27
I
Fig. 2. Courbes a-e obtenues SLITdes bchantillons de fer, d’argent et d’alliage fer-argent. Tempkrature d’essai = 25°C. Vitesse de d&formation i = 7 x low5 s-l.
LE HAZIF:
DEFORMATION
PLASTIQUE DU SYSTEME BIPHASE Fe-.Ag
151
Fe-Ag 4s
-
Q-
Fig. 3. Courbes c-e et &
echantillon d’alliage fer-argent dtformi k = 7 X 10-5 s-1.
SIX le diagramme Z 0 pour I’alliage. (La contrainte est ainsi rapport&e i la moitit de la section qui serait ou fer ou argent.) L’analyse de la Fig. 9 nous montre que le taux de consolidation de l’alliage diminue en fonction de la deformation jusqu’h des deformations nettement suptrieures a celles du fer et de I’argent ce qui confirme ce qui a ete dit au paragraphe 111.1. Le fait le plus interessant est la constatation que les taux de consolidation de l’alliage et du fer sont comparables en debut de deformation, et qu’au delade 25 a 307; le taux de consolidation de I’alliage tend vers celui de I’argent. On peut done suggerer I’hypothtse suivante, en ce qui conceme la deformation de l’alliage Fe-Ag 3. 25’C:
B ?j’C. Vitesse de deformation
-Au debut I’alliage est homogtne, (squelettes imbriques I’un dans l’autre). II faut appliquer une contrainte sur l’kchantillon au moins egale a la contrainte nkcessaire pour deformer le fer. Cette contrainte &ant atteinte. la phase fer se deforme localement. La durete montre qu’au debut de la deformation la phase fer est effectivement trts sollicitke (croissance rapide de mHv). Jusqu’a des deformations allant jusqu’a 30fi le squelette de fer se disloque; on assiste a un rearrangement des phases en presence et les phases se mettent sous forms de couches superpokes pcrpendiculaires a I’axe de compression. Au fur et a mesure que la deformation croit, le nombre de ‘zones resistantes’ du fer diminue et on assiste a une ‘d&consolidation’ de I’alliage. le taux de consolidation diminue
LE HAZIF:
35, __-
70~
a0
DEFORMATION PLASTIQUE DU SYSTEME BIPHASE Fe-Ag
( Kg/mm2
) 02c’
s3%-
49 -
Fe-Ag
h J
+
Uo
Fe
0
CJ5
Ag
\’
42 -
?
35 %
28 -
8
‘.
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\
*-s .
-0.
a
I-
‘-O.* I
I 200
I
I 400
I
I 600
I
1 900
a
J
T OK
Fig. 4. Variation de la limite blastique (8) de I’alliage Fe-Ag (jO/jO) en fonction de la temperature. Comparaison avec les limites klastiques du fer et de I’argent.
jusqu’h atteindre des-valeurs proches du taux de consolidation de la phase la plus ductile, l’argent. Cette valeur est obtenue lorsque les deux phases sont a peu pres en couches superposees; c’est alors l’argent qui se deforme, entrainant peut-etre ceci rendrait assez bien le fer ‘passivement’; compte de la diminution du taux d’ecrouissage du fer a partir de E = 30%. 11 est clair qu’actuellement le processus d’entrainement et d’ecoulement des 2 phases l’une par rapport a l’autre n’est pas compris, et on peut se demander pourquoi une segregation, mecanique des phases est intervenue. Quelques etudes prGninaires ont CtCeffect&es-en deformant l’alliage Fe-Ag (50/50) en fluage a 614°C (= 0,72 T, de Ag) sous deux contraintes differentes: 0 = 2,s et 4,9 kg/mm’. La structure et les lois de comportement ont ite moms bien Ctudites dans ce cas, nous pouvons toutefois d’ores et deja donner les premiers rtsultats suivants qui paraissent interessants. 111.2(a) Courbes dejmnation (+--temps (t). Dans les essais de fluage classiques, les courbes E-C presentent gtneralement un regime stationnaire qui suit un regime transitoire (g diminue et atteint une valeur constante). Dans le cas de l’alliage Fe-Ag (50/50), il n’y a pas de regime stationnaire, on observe au contraire une augmentation rtguliere de la vitesse de deformation en fonction du temps (ou de la deformation). Sur la Fig. 10 nous avons portt les courbes de variation de $ en fonction de E, pour 2 valeurs differentes de la contrainte. Sur ce m&me graphique, nous avons Porte en pointille, et a titre de comparaison, la forme de courbe generalement obtenue pour rkgulikrement
des essais de fluage sur des materiaux de comportement classique. 111.2(b) Ecolution de la structure en fonction de la deyormation. Ici encore, il y a evolution constante de la structure en tours de deformation; a 100% de deformation on peut remarquer qu’il y a une redistribution totale des phases fer et argent. La Fig. 11 montre l’aspect structural a E = 100%. On peut remarquer que cette structure est nettement differente de la structure de depart (Fig. 1) et n’est en tout cas absolument pas comparable a la structure obtenue avec 100% de deformation a WC (Fig. 6). 11 semble qu’ici nous ayons une nouvelle repartition homogene des phases dans le volume. La phase fer n’est plus connectee et la plupart des grains de fer sont maintenant entoures Sargent. 111.2(c) Microduret& SW les phasesfer et urgent. A 614”C, on ne note pratiquement pas de variation de la durete moyenne des phases au tours de la deformation; nous portons dans le Tableau 1 les duretes mesurees pour chaque phase. 111.2(d) Analyse des &ultats obtenus sur la dejmnation de Palliage Fe-Ag Li 614°C sous contrainte constante. Au tours d’essais de fluage a contrainte constante a 614’C, les courbes et ne prbentent pas de regime stationnaire, la vitesse de deformation augmente en fonction de la deformation, la durete des phases ne varie pratiquement pas, et la structure de l’alliage varie et passe du stade de deux squelettes imbriques l’un dans l’autre au stade dune phase fer entourie de phase argent. La variation de la vitesse pourrait s’expliquer par le fait qu’au debut de la deformation, la contrainte a appliquer est la contrainte d’ecoulement du fer, en tours de deformation le squelette du fer se dttruit et l’argent se met entre
Fig. 5
les grains
de
mouvements mais
kr.ks mPcanismes
il est probable
structurz psnser
nkessaire
qu’au
fur tt
2voluc. on tsnd li avoir
plus en plus contr6lPe de
qui contr6lent
ds matikre ne sont pas 2ncor2
que
par fargznt
ia contrainte
pour diformer
est trop grands
A mesure
que
une diformation
appliquke
au
l’argent
A cette
vitssss et c’est pour csla que la vitesse de dkformation augments
2t qu‘silc
la
vitsss2 de dbformation
ds
de I’argent
et il est raisonnabk
I2 fer h une certain2
pour diformer
12s
expliquk.
peut
la ripartition
vit2sse.
comms ~2112 obtsnue qu2 celle de dipart:
&re
B atteindrz
que l’on aurait
pur a\-sc la mSme
11 n‘est pas impossible
dipart, mkne
t2nd
contrainte
non plus. en nous
des phases
observie.
la
pour diformer
yu’une
appliqlke. rCfirant structure
j la fin soit plus wsup2rplastiqu2’ si tel Ctait Is cas, une awgnen-
Fig. 6
h 35-C h ; = 7 x IO-‘5-l Figs. 5 and 6. ,kpect de la structure de I’ailia,,0’ Fs--4~_ (50 50) cornprimrst re;t?rG par lss RPches. pour E = JO”, et E = 100”;: la direction de compression
&
x
LE HAZIF:
DEFORMATION
PL.\STlQCE
DC SYSTEME BIPH.ASE F&p
effectuis ci vitesse de diformation cowante (2 : 7 x 10-5s-1) on constate que: -La contrainte initials Gcessaire pour dCformrr lhlliage (limite ilastique) Cst la meme que la contrainte d’~oulement du fer; ceci reste vrai quelle quc soit la temperature d’essiti. -La structure de I’alliage tvolue en fonction de la dkformation, une s&rCgation mtcanique des phases est observte; les phases fer et argent se mettent sous forme de couches superposPes perpendiculaires g la direction de compression. Cet aspect est bien visible ri partir de 409; de dCfotmation. -Lc taulc de consolidation de l’alliage dl; & est crlui du fer en dCbut d’expirience. il tend vers celui de l’aryent d2s que Its deformations E atteigncnt rnviron 40-500; -A 61J’C au tours d’essais de Auage effect&s sous contraintes constantes (cr = 1.5 ct 4.9 kg/mm’). on observe que la vitesse de difotmation de I’alliage aup mente avec la diformation. Dans ce cas la structure Cvolue aussi en fonction de la deformation: eile tend li une redistribution ‘homogine’ des phases oG le fer wait cntouri d’argent. En conclusion g&Grale. on constate que 12 mime type de sollicitation (compressiont conduit i des Evolutions de structures fort diK&entes suivant que I’on deforme h basse tcmpirature et h vitesse constante. ou A haute tempbature et i contrainte constante. Nous arrivons i deus situations totalement 0pposGes: 1. L:ne structure h&rog&e. oG Iss phases s2par&s m&.zaniquement et se mettent en superposies. 2. Une structure ‘homogtne’ oti les phases redistribuies m&aniquement; le fer itant d’argen t. 03 Fig. 7. Echantillon de Fe-Ag diformt
de lOO>;; sections
planes. perpendiculaires g I’axede compression. (a) Proportion d’argmt (en clair) 80 + log;: (b) proportion de Fer (cn for&) 75 + 57;.
tation de vitesse wait aussi envisageable d’autant qu’une mesure du coefficient de sensibilitt B la vitesse de dtformation m = 2 log a//6 loge donne une valeur de m = 0.3 ti E = SOY& Le point important reside ici dans la formation d’une nouvelle ripartition des phases qui cependant reste ‘homogtne’. IV. COxcLl_.sION
Un alliage biphati fer-argent (5050) en-volume) ot Ies 2 phases sont etroitement imbriquks I’une dans l’autre. a et& dkforme en compression: ---A 25’C ( T= 025 r, ti r, est la temperature absolue de fusion de I’argent) au cows d’essais
se sont couches se sont entour
Dans les deux cas, nous avons commenci i proposer des id& sur les m&canismes possibles. mais il est clair que si les m&anismes d’&oulement des 2 phases I’une par rapport i l’autre sont importants nous ne pourrons proposer de modeles valables. qu’en analysant avec pr&sion les deux domaines qui ont et5 prCc&demment explorb et surtout en etudiant d’autres systkmes biphas& oti les parametres d’&oulement sont diffirents. On peut enbisager par exemple un alliage type aluminium-tantale (50?‘50)dCform2 A dzs temptratures proches de I’ambiante: nous savons que dans ce cas I’aluminium est trts ductile et Ir tanTableau 1. Duretb mesuries pour chaque phase DCformation
Durett mHv:,
E
phase Fe
phase X_n
I13 _’ 109 -_ IO0 5 I03 k
63 59 54 4s 59
0 170 ,0u :6*;
I Iso,
15 17 10 13
1095 12
Durete mH\,, =.i 5 12 = 7 5 j 5 11
+
phase
Argsni
Fig. 5. Evolution de la microdurett vickers (jous 20 gs) de5 phases fsr zt argent en Fonction de 1~ d3ormation. dans un aliiage Fe-.Ag IjO 50) dtformC B ‘i-C i 1-= 7 x lo-’ sKi.
tale peu ductile. Les rkultats devraient apporter d’utiles renseignements sur les mkanismzs B prendre en compte pour ia dtformation des alliages biphasks. Un autre cas pourrait Stre I’ktude du comportement
en d&formation d’un systkne compok d‘un wre transparent - un mCtal: (on peut &ores rt dijh penser qu’avec les mgmes mithodes que celles que nous avons utilisees pour fabriquer l’alliapt Fe-A+
0
-
l -e
*-+ ---o--o-
‘-
&= bc
.courbe
0 i p)
11 0 f Pf II I/ 29 i (‘1
If
Fig. 9. Courbes ++ pour de3 ichantillons de fer. d’argent et d’alliage 25’C g & = ; x 10-55-L.
pour Ag
”
Fe
11
Fe-Ag
fer-argent
(5%50) d$form& 1.
Fig. LO.Courbes i-f. Alliagz Fc-Ag (%jO) dtformi 5. 614’C sous contraintes constants dc 25 et 4.9 kg_‘mm’. La courbe en pointill& est une courbe S+ [sans dimensions) montrant I’alhx d’une teile
courbz SW un makiau
nous pounions envisager la fabrication de tels afliagcs syn thitiqucs). La dkfomation de ce systkme pourrrtit dormer de nouveau renseignements sur la dkformation des agr?.gats. Certaines techniques cl’obseruation
Fig
11.
Structure
clkque.
non utilisables dnns Is cds de deux r&tatLx (photoila+ ticiti. ticroscopie par tnnsmissionr pourraknt permettre d‘obtenir dcs informations compkmtntair~ SW la rtpartihon
des phaw.
et la r@rtition
ds cos
de l’allixgz Fe-As (jO.‘%) apris &formation dc iti>:, B 6 i 4-C sous cca:.;ain tz dz 2.5 kg~mmL. L’a_uede compression tst symbo!is5 par ies !Echss.
LE HAZIF:
DEFORSLATION
PL.GTIQCE
traintes, d’autant que le principal probkme _maintenant posk. est de comprendre par quels mkcanismes peuvent se redistribuer les phases et quels sont les mouvements de mat&e au tours de la d6formation. Remerciements-Je tieas B remercier Mm. Detours et Ciavinet. Service de Recherches de Metallurgic AppliquCe. qui oat &labor6 I’alliage aiasi que le Dr. Jean-Paul Poirier qui me suggka les experiences sur Ies syst2mes biphask et doat les critiques et les swgestioas m’oat et6 particulitrement utiles.
DU SYSTEME BIPH;-\SE Fe-Ag
157
SOTE On a calculk le coefficient de consolidation 0 pour I’alliage pour des d6formatioas E = 500 et E = 400,. AU faibles d&formation. ou fait I’hypothese que Ie fer et I’argeat se diformeat en parallt-le [E = cFc = Ed,: G = i (b%, + bFF)]. Aux fortes dtformatioas, ou fait I’hypothkse que le fer et I’argeat se dkformeat 2a serie [G = o,,~ = Gus; E = E,, + eFc]. On a utilisk les coefficients de consolidation des metaux purs OFc et O+ dCtermia6s prkalablemeat a E = 5:; et E = 400,. On a cornpark Ies valeurs calculkes aux valeurs experimentales. BE = juO
B;,,, = i(H,, + O,, = 148 O,,, = 110,
RCumk--On Ctudie la deformation plastiquc en compression du systtmr biphasi fcr-argsnt oh 1:s deur phases sont en concentration volumique igale ijO”,) et fortement connscttes. A temperature ambiante et g vitesse de d&formation imposke. les phases se redistribuent au iours de la d&formation en couches alter&es de fer et d’argmt perpendiculairement A la direction de compression. On pense que la limite iiastique est cont&te par 13 fer. et la consolidation est conti+l$e par I’argent apres 30”, environ de deformation. A 611’C. sous contrainte constante la redistribution des phases s’opere di&remment. la phase argrnt entoure la phase fer qui se disperse. La vitesse de d&formation augmente au tours de la &formation.
Abstract-Plastic deformation in compression has been studied in a two phase Fe-Ag system containing phases of equal concentration (50”;) by volume which are closely interconnected. During deformation at ambient temperature and at a given stmin rate. the phases are redistributxi into alternating IaTers of iron and silver, normal to the direction of compression. It is believed that the yield strength IJ controlled by the iron, and that strengthening is governed by the sil;:r at strains greater than about 30°i. The redistribution of phases occurs in a ditTerent manner at 613’C under a constant tensile stress: the siiver phase surrounds the dispersing iron phase. The strain rate increases during deformation. Zusammenfassung-Es wird die Druckverformung des zweiphasigen Systems Eisen-Silber untersucht. bie dem die beiden Phasen in gleicher Volumkonzentration (50:6) und stark vermischt aoftreten. Bei der vorgegebenen Verformungsgeschwindigkeit verteilen sich die Phasen bei Raumtempera:ure im Laufe der Verformung urn in altemierende Lagen aus Eisen und Silber senkrecht zur Druckrichtung. Es wird angenommen. daD die elastische Grenze durch das Eisen bestimmt wird: die Verfestigung wird durch das Silber nach etwa 307*:Verformung bestimmt. Bei 611’C wirkt die Umverteilung der Phasen unter konstanter D Spannung verschirdrn: die Siibe:phase urns&lie& die Eisenphase. die sich zerteilt. Die Verformungsgeschwindigkeit nimmt im La& dtr Verformung zu.
I. INTRODUCTION Nous savons que, pour de nombreuses raisons, les mkwx purs sont trb peu utilisk suf le plan pratique et que les besoins technologiques ant, par contre, conduit g l’klaboration d’alliages plus ou moins complexes rkpondant B des &t&es spkcifiques t&s varits. Les mkanismes qui contr6lent la dkformation de ces alliages sont trt% difficiles B analyser et pour les comprendre les itudes doivent ttre mentes sur des systkmes relativement simples. 11 est clair que parmi ceux-ci les systtmes biphasks occupent une place importante. d’autant que de nombreux systkmes biphais sont trks couramment utiliis dans l’industrie. Bien que ces systemes soient relativement simples. on constate toutefois que les caractkistiques plastiques sont trts diffkrentes d’un systime g un autre. et le point le plus important peut-5tre reside dans le fait que le comportement en dtformation est Ctroitement Ii6 6 la morphologie, B la taiIle et i la repartition des phases en prtsence. Tenant compte de la r&partition des phases, nous
pouvons grossikrement classer les alliages biphask en 3 groupes: 1. Les dispersdides. L’ne des phases est sous forms de particules disperkes dans une matrice qui forme la seconde phase. 2. Les eutectiques. 3. Les alliages biphasks “connect&s”-(connect2 signilie, que chacune des phases forme un squelerrc plus ou moins imbriqui dans l’autre). Les 2 premiers groupes sont dkjh particulikement bien Ctudiks et nous pouvons rappeler queiques propriktts bien ktablies: une fine phase disperske dans une matrice (ex: alliages du type S.AP) peut consid& rablement au,gmenter la rkistance au fluage. Lcs alliages eutectiques prtsentent des caractkistiques trts variees allant d’une forte anisotropie mtianique dans Ie cas des eutectiques orient&. jusqu’g Otre isotropes et superplastiques si les grains de phases sent rkpartis de facon homogtne tout en Ctant trts petits (n < lo-‘cm) et iquiases.
2.G
LE H.AZIF:
DEFORMATION
PLASTIQL’E DU SYSTEME BIPHASE Fe-Ag
On constafe par conrre que 12 troisiPme groupe a Pti tres peu itudis et c’est pourtant celui dans lequel on peut peut-&re classer le plus grand nombre d’alliages industriels (cx: laiton z. fi; aciers austt!nitoferritiques). L’inttrPt d’Ptudier ces sbstemes appxxit done immidiatement. On ne peut toutefois entreprendre une 2tude m&anique et plastique de ces syst2mes que dans le cas de mod&s simples oi la reartition des phases est identique. Ceci correbgondrait au cas oh Ies 2 phases sont de concentration volumique 6gale et sous forms de dew phases continues. fortement connect&s et imbriq&es I’une dans I’autre. S’il e&e peu d’etudes SW de tels systkmes, c’est probablement parce qu’il n’est pas facile de prkparer des alliages biphasPs hautcment connect& pos&ant une ripartition des phases et une concentration volumique contr6Ees. Les conditions de composition et de rkpartition des phases Ctant en effet imposies par les diagrammes d’2quilibre des constituants et les conditions de refroidissement de l’alliage. Or. des techniques nouvelles (mttallurgie des poudres sous vide ou sous atmosph?re contr616e et frittage ti haute temp6rature sous compression isostatique) permettent maintenant de prCparer des alliages de bonne qualit OU la concentration et la rkpartition des phases peuvent &re dttermin&es n priori. Profitant de ces techniques. nous avons done entrepris de faire I’etude de la diiormation plastique sur des systimes biphasb simples oti les phases sent de concentration t5quivoluxnique. tres fortement connect&. et sous forme de dew squelettes etroitement imbriquts I’un dans I’autre. Dans un premier stade nous avons choisi le systtme fer-argent pour Ies raisons suivantes:
-Lrs charactrristiques physiques et m&zmiques de ces deux m&un sont bien connues. -Leur comportement en deformation plastique est d6jh bien analysC. -Des informations sur l’autodiffusion dans les deua m&u.u, ainsi que sur la diffusion am joints de grains et aux interfaces fer-argent existent. -Ces Clkments sent quasiment insolubles I’un dans l’autre, ce qui devrait permettre d’analyser le comportemcnt du systZme Fe-Ag en sachaot que le fer et I’argent restent quasiment ‘purs’ dans I’alliage.
II. l?XHXIQL-ES
E.WERIME\TALES
II.1 Miclge nr tfepart L’alliage a CtC prtpari par frittage de poudre de fer et d’argent P 9OO’C SOW pression hydrostatique de 13 kbar. La taille des poudres initiales est de 10 A 50 x lo-’ cm. La structure finale est caracteristique d’un mtlange homogine des 1 phases fet et argent; les deux phases sent bien connect&s et itroitement imbriqutes I’une dans I’autre. Quelle que soit la section observie dans le lingot nous n’ayons pas observt d’hCtCrog&Ms particuliires. La Fig. 1 montre Paspect structural de I’alliage. Des mesures de surfaces relatives des phases en presence sur chaque section plane, nous donnent des valeurs de 50 k ST,;. Ceci indique une rtpartition homogine en volume des phases dans I’alliage. II.1 Essais mhcaniqurr
Les essais ont Ct&effectuCs en compression A des vitesses de dkformation (i) comprises entre 7 x lo-’ et 7 x IO-” s-’ et A des temperatures se situant entre
Fig. I. Structure d’un allia_ee Fer-Argent de concentration Quivolumique (50;5OJ Mt.5 B 9WC sous 13 kbar: I’ar_nentest en clair. le fer est en fond.
LE HAZIF:
DEFORMATION
PLASTIQUE
DU SYSTEXIE
BIPHASE
Fe+
2-19
111.1(c)Ecolution de In srrucrwe en cows de d@r- 196 et 600°C (= 77 et 873 K ce qui situe le domaine mation: essais b 25’C. La structure &olue en fonction entre 0.06 et 0,71 T/ oh T, est la temperature absolue de la deformation. On constate que Ies dew phases de fusion de I’argent). (Dans ce qui suit now nous refererons toujours a la temperature de fusion de I’ar- ont tendance 6 s’etaler perpendiculairement a la direction de compression. Cet aspect commence a etre bien gent; en rappelant que T,Ag = 0.7 T/,,.) visible des 40% de deformation: a partir de 75”; et -Des essais d’analyse de la structure en fonction de la dkformation ont Cte effect& jusqu’a E = loons& jusqu’a loOy< (valeur limite de nos experiences) les deux phases semblent separees I’une de I’autre et se sur des echantillons deform& a 25’C (= 29s K ou presentent sous forme de couches de fer et d’argent 0,24 T/), B la vitesse de deformation i de l’ordre de superposees. Les aspects que nous venons de dicrire 6 x lo-js-‘. -Le mCme type d’analyse a ite effectd sur des sont bien illustres par les Figs. 5 et 6. Des coupes paralleles aux faces de compression (perpendiculaires Cchantillons deform& en fluage a 614’C (= 887 K ou a I’axe de compression) montrent effectivement des 0.72 T,.), sous contrainte constante de: 2.5 kgf/mm’. -Parallelement a I’analyse de l’evolution de la zones plus ou moins riches en Ag et en Fe (Figs. 7a et b). structure en fonction de E des essais de micro durete 111.1(d) Essais de durek Parallelement 6 l’etude ont Ctt effectuis sur chaque phase, a divers taux de micrographique de la structure. nous avons effect& dtforma tion. -Pour servir de reference, des Cchantillons de fer des essais de microdurete mHv 20 sur chaque phase et d’argent (prepares a partir des memes poudres que a differents taux de deformation: Ies valeurs representees sont les valeurs moyennes de 30 mesures sur l’alliage et dans les mimes conditions que celui-ci) ont ett testes dans les conditions identiques a celles chaque phase; les essais ont ete effect&s sous 20g. a l’aide dun microdurometre Reichert. On observe appliquees aux echantillons Fe-Ag. -Les examens micrographiques ont et& effectues une croissance rapide de la durete du fer jusqu’a E = 30% environ, et une augmentation plus faible par apres polissage mecanique, et attaque dans le bain la suite; la phase argent durcit regulierement en fonc(alcool + 5% HNO,). tion de la deformation (Fig. 8). 111.1(e) Awl_)se de rtbxltnts sw ku de~ornmtion de I’allinge Fe-Ag cl 25’C. 1. L’alliage fer-argent commence a se deformer (limite elastique) pour des III. RESULTATS EXPERMENTACX valeurs de la contrainte me Cquivalentes 6 la conIII.1 Essuis ci vitesses de dbformrion constunte trainte d’ecoulement du fer et la variation de me avec la temperature est identique a celle du fer. IILl Co&es contrainte (o)-de$iormtion (e). L’as2. Les courbes G+ de l’alliage presentent un regime pect des courbes of, est classique. Aprb la limite transitoire tres prononce, qui s’etale jusqu’a E 1 30”,/,. ilastique macroscopique ~c, on observe un regime 3. Les phases fer et argent se redistribuent en fonctransitoire qui precede un regime quasi-lineaire. tion de la deformation. On note toutefois que si le regime lineaire est 4. La durete de la phase argent varie de facon obtenu entre 5 et 10% de deformation pour le fer monotone et reguliere en fonction de la deformation: et l’argent. il faut atteindre prts de 40% de deformation pour I’observer dans l’ailiage Fe-Ag. La Fig. 2 la durete de la phase fer varie rapidement au debut de la deformation, ceci jusqu’a 3OqAenviron. la varimontre l’aspect des courbes G+ obtenues a 25’C pour ation de durete devenant plus lente par la suite. une vitesse de deformation e de I’ordre de 7 x I1 est clair, que l’on ne peut pas analyser Ies risul10-j s-i, sur des Cchantillons de fer, d’argent et de tats, avec les modeles classiques, (utilises pour des Fe-Ag. regimes de deformation linhires) puisque la structure La Fig. 3 montre une courbe b-e, et. la courbe de l’alliage Cvolue constamment avec la deformation, derivee &, (ou 0 = &/a), pour un Cchantillon de Fe-Ag deforme dans les memes conditions que prece- ou du moins jusqu’a 407/,. Nous avons done cherche a voir quel serait le parametre qui pourrait (de facon demment et jusqu’a E = 100%. Ces courbes montrent clairement l’obtention dun regime quasi-lineaire a qualitative) rendre compte de l’allure des courbes G+ et des resultats micrographiques. Une premiere anaE = 4004. lyse semble indiquer que le debut de la deformation 111.1(b) Variation de la hire hstique macroscopique (Go) de Palliage Fe-Ag (50/50) en fonction de la est control& par la deformation du fer. Le taux de consolidation &j&r devrait etre celui remphratnre. On constate que la limite Clastique macroscopique de l’alhage Fe-Ag est de l’ordre de la de la phase qui contrdle. Nous avons done tracC les courbes 0-f pour I’alliage. pour le fer et pour l’argent, moitie de celle du fer. Si on admet qu’effectivement la moitie de la section de l’alliage est compose de pour des echantillons deform& dans les memes condifer, en multipliant la limite elastique de I’alliage par tions. La Fig. 9 rend compte des resultats obtenus 2, on trouve que les valeurs des limites tlastiques du pour des Cchantillons de fer, d’argent et d’alliage fer et de l’alliage sont identiques (Fig. 4). Ceci nous Fe-Ag (50/50) deform& a 25X. Comme pour la hmite Clastique Go, nous avons normalise le H de l’alamine a poser que c’est le fer qui controle le debut liage par rapport au fer et a l’argent purs en portant de la deformation de l’alliage.
LE HAZIF:
DEFORMATION
PLASTIQUE
DU SYSTEME BIPHASE Fe-Ag
Fe
(4
I
IL-L,’ 4
6
6
3
6
9
12
I
I
I
2
20
30-&+m2) 2724 21-
(b)
15
18
21
24
1
I
27
J 30
Fe-Ag
(c)
I 3
I 6
Iv
1
9
I
I
15
I
21
27
I
Fig. 2. Courbes a-e obtenues SLITdes bchantillons de fer, d’argent et d’alliage fer-argent. Tempkrature d’essai = 25°C. Vitesse de d&formation i = 7 x low5 s-l.
LE HAZIF:
DEFORMATION
PLASTIQUE DU SYSTEME BIPHASE Fe-.Ag
151
Fe-Ag 4s
-
Q-
Fig. 3. Courbes c-e et &
echantillon d’alliage fer-argent dtformi k = 7 X 10-5 s-1.
SIX le diagramme Z 0 pour I’alliage. (La contrainte est ainsi rapport&e i la moitit de la section qui serait ou fer ou argent.) L’analyse de la Fig. 9 nous montre que le taux de consolidation de l’alliage diminue en fonction de la deformation jusqu’h des deformations nettement suptrieures a celles du fer et de I’argent ce qui confirme ce qui a ete dit au paragraphe 111.1. Le fait le plus interessant est la constatation que les taux de consolidation de l’alliage et du fer sont comparables en debut de deformation, et qu’au delade 25 a 307; le taux de consolidation de I’alliage tend vers celui de I’argent. On peut done suggerer I’hypothtse suivante, en ce qui conceme la deformation de l’alliage Fe-Ag 3. 25’C:
B ?j’C. Vitesse de deformation
-Au debut I’alliage est homogtne, (squelettes imbriques I’un dans l’autre). II faut appliquer une contrainte sur l’kchantillon au moins egale a la contrainte nkcessaire pour deformer le fer. Cette contrainte &ant atteinte. la phase fer se deforme localement. La durete montre qu’au debut de la deformation la phase fer est effectivement trts sollicitke (croissance rapide de mHv). Jusqu’a des deformations allant jusqu’a 30fi le squelette de fer se disloque; on assiste a un rearrangement des phases en presence et les phases se mettent sous forms de couches superpokes pcrpendiculaires a I’axe de compression. Au fur et a mesure que la deformation croit, le nombre de ‘zones resistantes’ du fer diminue et on assiste a une ‘d&consolidation’ de I’alliage. le taux de consolidation diminue
LE HAZIF:
35, __-
70~
a0
DEFORMATION PLASTIQUE DU SYSTEME BIPHASE Fe-Ag
( Kg/mm2
) 02c’
s3%-
49 -
Fe-Ag
h J
+
Uo
Fe
0
CJ5
Ag
\’
42 -
?
35 %
28 -
8
‘.
21 14 -
\
*-s .
-0.
a
I-
‘-O.* I
I 200
I
I 400
I
I 600
I
1 900
a
J
T OK
Fig. 4. Variation de la limite blastique (8) de I’alliage Fe-Ag (jO/jO) en fonction de la temperature. Comparaison avec les limites klastiques du fer et de I’argent.
jusqu’h atteindre des-valeurs proches du taux de consolidation de la phase la plus ductile, l’argent. Cette valeur est obtenue lorsque les deux phases sont a peu pres en couches superposees; c’est alors l’argent qui se deforme, entrainant peut-etre ceci rendrait assez bien le fer ‘passivement’; compte de la diminution du taux d’ecrouissage du fer a partir de E = 30%. 11 est clair qu’actuellement le processus d’entrainement et d’ecoulement des 2 phases l’une par rapport a l’autre n’est pas compris, et on peut se demander pourquoi une segregation, mecanique des phases est intervenue. Quelques etudes prGninaires ont CtCeffect&es-en deformant l’alliage Fe-Ag (50/50) en fluage a 614°C (= 0,72 T, de Ag) sous deux contraintes differentes: 0 = 2,s et 4,9 kg/mm’. La structure et les lois de comportement ont ite moms bien Ctudites dans ce cas, nous pouvons toutefois d’ores et deja donner les premiers rtsultats suivants qui paraissent interessants. 111.2(a) Courbes dejmnation (+--temps (t). Dans les essais de fluage classiques, les courbes E-C presentent gtneralement un regime stationnaire qui suit un regime transitoire (g diminue et atteint une valeur constante). Dans le cas de l’alliage Fe-Ag (50/50), il n’y a pas de regime stationnaire, on observe au contraire une augmentation rtguliere de la vitesse de deformation en fonction du temps (ou de la deformation). Sur la Fig. 10 nous avons portt les courbes de variation de $ en fonction de E, pour 2 valeurs differentes de la contrainte. Sur ce m&me graphique, nous avons Porte en pointille, et a titre de comparaison, la forme de courbe generalement obtenue pour rkgulikrement
des essais de fluage sur des materiaux de comportement classique. 111.2(b) Ecolution de la structure en fonction de la deyormation. Ici encore, il y a evolution constante de la structure en tours de deformation; a 100% de deformation on peut remarquer qu’il y a une redistribution totale des phases fer et argent. La Fig. 11 montre l’aspect structural a E = 100%. On peut remarquer que cette structure est nettement differente de la structure de depart (Fig. 1) et n’est en tout cas absolument pas comparable a la structure obtenue avec 100% de deformation a WC (Fig. 6). 11 semble qu’ici nous ayons une nouvelle repartition homogene des phases dans le volume. La phase fer n’est plus connectee et la plupart des grains de fer sont maintenant entoures Sargent. 111.2(c) Microduret& SW les phasesfer et urgent. A 614”C, on ne note pratiquement pas de variation de la durete moyenne des phases au tours de la deformation; nous portons dans le Tableau 1 les duretes mesurees pour chaque phase. 111.2(d) Analyse des &ultats obtenus sur la dejmnation de Palliage Fe-Ag Li 614°C sous contrainte constante. Au tours d’essais de fluage a contrainte constante a 614’C, les courbes et ne prbentent pas de regime stationnaire, la vitesse de deformation augmente en fonction de la deformation, la durete des phases ne varie pratiquement pas, et la structure de l’alliage varie et passe du stade de deux squelettes imbriques l’un dans l’autre au stade dune phase fer entourie de phase argent. La variation de la vitesse pourrait s’expliquer par le fait qu’au debut de la deformation, la contrainte a appliquer est la contrainte d’ecoulement du fer, en tours de deformation le squelette du fer se dttruit et l’argent se met entre
Fig. 5
les grains
de
mouvements mais
kr.ks mPcanismes
il est probable
structurz psnser
nkessaire
qu’au
fur tt
2voluc. on tsnd li avoir
plus en plus contr6lPe de
qui contr6lent
ds matikre ne sont pas 2ncor2
que
par fargznt
ia contrainte
pour diformer
est trop grands
A mesure
que
une diformation
appliquke
au
l’argent
A cette
vitssss et c’est pour csla que la vitesse de dkformation augments
2t qu‘silc
la
vitsss2 de dbformation
ds
de I’argent
et il est raisonnabk
I2 fer h une certain2
pour diformer
12s
expliquk.
peut
la ripartition
vit2sse.
comms ~2112 obtsnue qu2 celle de dipart:
&re
B atteindrz
que l’on aurait
pur a\-sc la mSme
11 n‘est pas impossible
dipart, mkne
t2nd
contrainte
non plus. en nous
des phases
observie.
la
pour diformer
yu’une
appliqlke. rCfirant structure
j la fin soit plus wsup2rplastiqu2’ si tel Ctait Is cas, une awgnen-
Fig. 6
h 35-C h ; = 7 x IO-‘5-l Figs. 5 and 6. ,kpect de la structure de I’ailia,,0’ Fs--4~_ (50 50) cornprimrst re;t?rG par lss RPches. pour E = JO”, et E = 100”;: la direction de compression
&
x
LE HAZIF:
DEFORMATION
PL.\STlQCE
DC SYSTEME BIPH.ASE F&p
effectuis ci vitesse de diformation cowante (2 : 7 x 10-5s-1) on constate que: -La contrainte initials Gcessaire pour dCformrr lhlliage (limite ilastique) Cst la meme que la contrainte d’~oulement du fer; ceci reste vrai quelle quc soit la temperature d’essiti. -La structure de I’alliage tvolue en fonction de la dkformation, une s&rCgation mtcanique des phases est observte; les phases fer et argent se mettent sous forme de couches superposPes perpendiculaires g la direction de compression. Cet aspect est bien visible ri partir de 409; de dCfotmation. -Lc taulc de consolidation de l’alliage dl; & est crlui du fer en dCbut d’expirience. il tend vers celui de l’aryent d2s que Its deformations E atteigncnt rnviron 40-500; -A 61J’C au tours d’essais de Auage effect&s sous contraintes constantes (cr = 1.5 ct 4.9 kg/mm’). on observe que la vitesse de difotmation de I’alliage aup mente avec la diformation. Dans ce cas la structure Cvolue aussi en fonction de la deformation: eile tend li une redistribution ‘homogine’ des phases oG le fer wait cntouri d’argent. En conclusion g&Grale. on constate que 12 mime type de sollicitation (compressiont conduit i des Evolutions de structures fort diK&entes suivant que I’on deforme h basse tcmpirature et h vitesse constante. ou A haute tempbature et i contrainte constante. Nous arrivons i deus situations totalement 0pposGes: 1. L:ne structure h&rog&e. oG Iss phases s2par&s m&.zaniquement et se mettent en superposies. 2. Une structure ‘homogtne’ oti les phases redistribuies m&aniquement; le fer itant d’argen t. 03 Fig. 7. Echantillon de Fe-Ag diformt
de lOO>;; sections
planes. perpendiculaires g I’axede compression. (a) Proportion d’argmt (en clair) 80 + log;: (b) proportion de Fer (cn for&) 75 + 57;.
tation de vitesse wait aussi envisageable d’autant qu’une mesure du coefficient de sensibilitt B la vitesse de dtformation m = 2 log a//6 loge donne une valeur de m = 0.3 ti E = SOY& Le point important reside ici dans la formation d’une nouvelle ripartition des phases qui cependant reste ‘homogtne’. IV. COxcLl_.sION
Un alliage biphati fer-argent (5050) en-volume) ot Ies 2 phases sont etroitement imbriquks I’une dans l’autre. a et& dkforme en compression: ---A 25’C ( T= 025 r, ti r, est la temperature absolue de fusion de I’argent) au cows d’essais
se sont couches se sont entour
Dans les deux cas, nous avons commenci i proposer des id& sur les m&canismes possibles. mais il est clair que si les m&anismes d’&oulement des 2 phases I’une par rapport i l’autre sont importants nous ne pourrons proposer de modeles valables. qu’en analysant avec pr&sion les deux domaines qui ont et5 prCc&demment explorb et surtout en etudiant d’autres systkmes biphas& oti les parametres d’&oulement sont diffirents. On peut enbisager par exemple un alliage type aluminium-tantale (50?‘50)dCform2 A dzs temptratures proches de I’ambiante: nous savons que dans ce cas I’aluminium est trts ductile et Ir tanTableau 1. Duretb mesuries pour chaque phase DCformation
Durett mHv:,
E
phase Fe
phase X_n
I13 _’ 109 -_ IO0 5 I03 k
63 59 54 4s 59
0 170 ,0u :6*;
I Iso,
15 17 10 13
1095 12
Durete mH\,, =.i 5 12 = 7 5 j 5 11
+
phase
Argsni
Fig. 5. Evolution de la microdurett vickers (jous 20 gs) de5 phases fsr zt argent en Fonction de 1~ d3ormation. dans un aliiage Fe-.Ag IjO 50) dtformC B ‘i-C i 1-= 7 x lo-’ sKi.
tale peu ductile. Les rkultats devraient apporter d’utiles renseignements sur les mkanismzs B prendre en compte pour ia dtformation des alliages biphasks. Un autre cas pourrait Stre I’ktude du comportement
en d&formation d’un systkne compok d‘un wre transparent - un mCtal: (on peut &ores rt dijh penser qu’avec les mgmes mithodes que celles que nous avons utilisees pour fabriquer l’alliapt Fe-A+
0
-
l -e
*-+ ---o--o-
‘-
&= bc
.courbe
0 i p)
11 0 f Pf II I/ 29 i (‘1
If
Fig. 9. Courbes ++ pour de3 ichantillons de fer. d’argent et d’alliage 25’C g & = ; x 10-55-L.
pour Ag
”
Fe
11
Fe-Ag
fer-argent
(5%50) d$form& 1.
Fig. LO.Courbes i-f. Alliagz Fc-Ag (%jO) dtformi 5. 614’C sous contraintes constants dc 25 et 4.9 kg_‘mm’. La courbe en pointill& est une courbe S+ [sans dimensions) montrant I’alhx d’une teile
courbz SW un makiau
nous pounions envisager la fabrication de tels afliagcs syn thitiqucs). La dkfomation de ce systkme pourrrtit dormer de nouveau renseignements sur la dkformation des agr?.gats. Certaines techniques cl’obseruation
Fig
11.
Structure
clkque.
non utilisables dnns Is cds de deux r&tatLx (photoila+ ticiti. ticroscopie par tnnsmissionr pourraknt permettre d‘obtenir dcs informations compkmtntair~ SW la rtpartihon
des phaw.
et la r@rtition
ds cos
de l’allixgz Fe-As (jO.‘%) apris &formation dc iti>:, B 6 i 4-C sous cca:.;ain tz dz 2.5 kg~mmL. L’a_uede compression tst symbo!is5 par ies !Echss.
LE HAZIF:
DEFORSLATION
PL.GTIQCE
traintes, d’autant que le principal probkme _maintenant posk. est de comprendre par quels mkcanismes peuvent se redistribuer les phases et quels sont les mouvements de mat&e au tours de la d6formation. Remerciements-Je tieas B remercier Mm. Detours et Ciavinet. Service de Recherches de Metallurgic AppliquCe. qui oat &labor6 I’alliage aiasi que le Dr. Jean-Paul Poirier qui me suggka les experiences sur Ies syst2mes biphask et doat les critiques et les swgestioas m’oat et6 particulitrement utiles.
DU SYSTEME BIPH;-\SE Fe-Ag
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SOTE On a calculk le coefficient de consolidation 0 pour I’alliage pour des d6formatioas E = 500 et E = 400,. AU faibles d&formation. ou fait I’hypothese que Ie fer et I’argeat se diformeat en parallt-le [E = cFc = Ed,: G = i (b%, + bFF)]. Aux fortes dtformatioas, ou fait I’hypothkse que le fer et I’argeat se dkformeat 2a serie [G = o,,~ = Gus; E = E,, + eFc]. On a utilisk les coefficients de consolidation des metaux purs OFc et O+ dCtermia6s prkalablemeat a E = 5:; et E = 400,. On a cornpark Ies valeurs calculkes aux valeurs experimentales. BE = juO
B;,,, = i(H,, + O,, = 148 O,,, = 110,