II. — MÉCANISME DE LA FATIGUE DU MÉTAL RECUIT

Comme nous allons le voir, le comportement de l'aluminium recuit aux torsions alternées est totalement différent de celui du métal écroui.

Nous ne nous occuperons pas dans cette étude de la direction du prélèvement des éprouvettes puisque nous avons vu qu’elle n’avait pas d'influence dans ce cas sur la résistance à l'endurance.

Nous nous attacherons à montrer la nature particulière du phénomène en comparant nos observations à celles effectuées par divers auteurs au cours d’essais de traction. L'intérêt d’un essai dynamique est de faire apparaître, par suite de la répétition des efforts, des phénomènes beaucoup plus réguliers que ceux donnés par un essai statique. L’essai de traction ne révèle en effet que des glissements irréguliers dans quelques régions, et cet essai entraîne des modifications importantes de la forme de l’éprouvette.

L’aluminium raffiné que nous utilisons est porté à la température de 6009 pendant douze heures au moins. Après ce recuit poussé nous disposons d’éprouvettes extrêmement molles dont la manipulation est fort délicate. Le polissage électrolytique doit être parfait sur de grandes surfaces car les observations seront effectuées en général à faible grossissement. La dureté Vickers mesurée après ce polissage est alors très variable uivant les grains : 12 < À < 18 (micro-dureté sous 100 g pendant 30 s).

Nous avons essayé un certain nombre d’éprouvettes de même longueur sous des amplitudes de torsion croissantes afin de déterminer l’amplitude critique qui apporte les premières perturbations. Pour avoir un mode de comparaison analogue à celui utilisé pour le métal écroui, nous avons calculé les taux de contrainte correspondants à l’aide de la formule (2) et en prenant G — 2 600 kg/mm?, mais nous précisons encore une fois que cela n’a pas de signification au point de vue endurance. Nul n’envisagerait d’ailleurs d'utiliser un métal dans cet état pour des pièces soumises à des vibrations.

Des éprouvettes ont été essayées pendant trois millions d’alternances sous des taux de contrainte respectifs de 440, 535 et 630 g/mm? sans qu'aucune ligne de glissement n’apparaisse à leur surface.

Pour 7,,,, — 730 g/mnm® (L — 60, © — 18/1 000) nous voyons quelques bandes de glissement isolées, mais nettement marquées, dans un certain nombre de grains (fig. 42). Ces bandes traversent en général le grain d’une frontière à l’autre, le joint de grain est d’ailleurs à peine apparent. La figure 43 donne au grossissement 1920 le détail d’une extrémité de bande et montre la façon dont est stoppé le glissement à la limite du cristal. On désigne par bande de glissement un ensemble de lignes de glissement non séparables au microscope métallographique.

Sous un taux de contrainte de 1 060 g/mm® les dislocations cristallines sont déjà plus importantes, comme le montre la micrographie de la figure A4 prise toujours après trois millions d’alternances. Sur cette micrographie qui a englobé trois portions de grains nous voyons trois types de glissements différents. Dans un premier cristal (à gauche) les glissements sont exactement parallèles à la direction de l’axe de torsion. Dans un autre (en haut) les «slip-bands » sont légèrement inclinées sur cette direction longitudinale (inclinaison de 150), dans le troisième (à droite) le système de lignes de glissement est double : les inclinaisons de ces lignes sont respectivement de 109 sur la direction longitudinale et de 139 sur la direction transversale. On sait que ces lignes de glissement sont les traces, à la surface de l'échantillon, des plans réticulaires suivant lesquels un glissement s’est produit dans le cristal. La trace ainsi obtenue ne permet pas à elle seule de déterminer complètement la disposition du plan de glissement dans l’espace. Mais nous pouvons constater que les lignes de glissement sont le plus souvent assez

peu inclinées sur les deux directions des contraintes de cisaillement maximum : ce sont donc les plans de glissement privilégiés les plus voisins de ces deux directions qui cèdent les premiers.

Dans les deux premiers grains considérés les glissements ne se sont produits que dans une direction : il n’y a qu’un système de plans réticulaires favorablemént disposés. Dans le troisième grain, il y a deux systèmes de plans disposés suivant des inclinaisons très voisines par rapport aux directions des contraintes : les glissements se sont donc développés avec la même intensité dans l’un et l’autre système de plans réticulaires.

Par des examens aux rayons X (diagramme de Laüe) ou par la méthode des figures de corrosion nous avons restitué dans l’espace la maille cristalline pour chercher à quels plans réticulaires correspondaient les plans dont les traces sont aussi bien marquées à la surface des échantillons. Nous avons ainsi trouvé que presque tous les glissements se produisaient suivant les plans (111) du réseau cubique qui sont, dans le cas de l’aluminium, les plans de glissement ordinaires.

Examinons maintenant ce qui se passe lorsque le métal est soumis à des torsions alternées d'amplitude beaucoup plus grande, c’est-à-dire à des taux de cisaillement nettement supérieurs à la limite de fatigue. Nous allons prendre l’exemple d’une éprouvette dont les caractéristiques étaient les suivantes :

PS2 nm O — 10 grades, Tmax — 5 kg/mm°? environ.

Les modifications sont alors très rapides.

Après 5 500 alternances, la structure est parfaitement révélée. Les grains étant plus ou moins perturbés suivant leur orientation il en résulte de grandes différences dans le pouvoir réflecteur. C’est un procédé excellent pour obtenir une macrographie du métal. La surface n’est pas ternie, comme c’est le cas dans une attaque chimique, et certains grains restent même parfaitement polis.

Examinons en détail quelques micrographies prises après 45 000 alternances (fig. 45 à 49). La densité des lignes de glissement est de plus en plus variable suivant les cristaux. Nous avons cherché les raisons pour lesquelles le grain de la micrographie (fig. 46) était resté poli. D'une part, il ne présente pas de directions de plans de glissement favorablement disposés par rapport au cisaillement. D'autre part, ce grain a une dureté plus grande que la dureté moyenne (A — 15) :A — 27 au centre du grain et À — 23 sur les bords. Ce qui indique que l’écrouissage produit par les efforts alternés est loin d’être homogène sur toute la surface de l’éprouvette et que les déformations par glissements peuvent être complètement stoppées dans certains grains. Ceci est d’ailleurs assez rare, un ou deux grains seulement par éprouvette examinée restant ainsi vierges,

L'analyse détaillée de chaque micrographie serait fastidieuse et nous allons indiquer seulement les remarques les plus caractéristiques à faire pour chacune d'elles.

Sur la figure 47 on remarque des lignes de glissement inclinées à 459, ce qui est assez rare. On commence également à distinguer ce que nous appellerons le « déchaussement» des grains : sous l’action des efforts alternés il se produit des dénivellations marquées aux frontières de ceux-ci. La figure 49 montre la surface d’un grain déjà fort

< 38 >< 38 Fig. 48 Fig. 49

SE pe Fig 52

perturbée à ce stade de l'essai. Il se produit un sillonnement de la surface, sur lequel nous aurons l’occasion de revenir (chap. VI).

Les micrographies prises sous un éclairage oblique ou rasant font ressortir beaucoup plus les reliefs que les micrographies prises au microscope métallographique sous incidence normale. Aux limites de grain il y a soit des ombres portées par un grain sur ses voisins, soit des parties très éclairées qui permettent de repérer la direction de l'éclairage.

Les figures 50 et 51 ont été prises dans ces conditions après 80 000 alternances.

Mais le cliché le plus caractéristique est celui de la figure 52 qui est une photographie de l’éprouvette après 120 000 alternances. On notera l'intérêt d’une telle macrographie et à ce sujet nous voudrions signaler les différences essentielles présentées par une telle éprouvette et par une éprouvette de traction,

Lorsqu'on £tire une éprouvette constituée par une bande d’aluminium recuit on constate qu'il y a basculement des grains. Les surfaces de l’éprouvette ne restent pas planes et présentent un aspect un peu analogue à l’aspect dit « martelé » de certains objets en aluminium de fabrication courante.

Des études très poussées ont été faites sur cette question [10] : on peut dire que les cristaux se mettent en toit les uns par rapport aux autres. Les limites des grains ne sont pas très bien marquées, sauf quelquefois par un petit bourrelet (fig. 53).

Sur la macrographie de la figure 52 on constate, au contraire, que la surface de l’éprouvette est restée en moyenne plane, mais que des cristaux semblent émerger du niveau moyen de la surface tandis que d’autres paraissent, au contraire, s’enfoncer dans la lame. Ces mouvements sont d’ailleurs accompagnés parfois de légers basculements.

Sar la figure 53 on a schématisé les deux modes de comportement à la traction statique et à la torsion alternée.

Les dénivellations observées entre deux grains contigus sont parfois très importantes. Nous les mesurons aisément avec un microscope auquel nous avons adapté un tambour gradué à la vis micrométrique qui commande les déplacements verticaux. En utilisant un objectif à fort grossissement, donc à faible profondeur de champ, nous apprécions des dénivellations avec une précision de 2 y. Nous avons souvent observé des dénivellations de 5/100 de mm entre deux grains contigus, ce qui est très important pour une éprouvette de 1 mm d'épaisseur. Toute la masse d’un même grain est d’ailleurs intéressée par ce déplacement, comme on peut s’en rendre compte facilement en observant successivement les deux faces de l’éprouvette. Quelquefois même il se produit une véritable expansion du métal visible sur les deux faces du grain, expansion qui se produit sous l’action de grains voisins plus résistants.

Nous employons à dessein le terme « déchaussement » pour désigner ce phénomène. Nous réservons le terme de «décohésion » pour désigner le décollement des cristaux observé dans certaines conditions.

On sait que M. CrussARD a introduit la notion de température « d’équicohésion » pour interpréter les résultats d'expériences très intéressantes sur le fluâge de l’aluminium [11].

Si, pour notre part, nous avons constaté des déchaussements prononcés, et même parfois des décollements de cristaux, il est certain que la fissuration de l'aluminium au terme d’un essai de fatigue est en général transgranulaire.

Après 280 000 alternances nous distinguons des fissures importantes et très nombreuses, aussi bien dans la direction longitudinale que dans la direction transversale. Les figures 54 et 55 montrent l’aspect de ces fissures.

À ce sujet signalons que la fissuration est beaucoup moins intense à la surface d’une éprouvette d'aluminium de pureté moindre. Il ne se produit qu’une ou deux fissures transversales dont le cheminement est très difficile à suivre.

Nous pensons, pour compléter cette étude et pour la relier à l’étude sur le fluage signalé ci-dessus, poursuivre ces essais d'endurance à des températures plus élevées.

Les déformations de l'aluminium ainsi produites dans le domaine de la plasticité sont très importantes. Il ne nous à pas été possible d'obtenir un état de surface parfait même après un polissage électrolytique prolongé. L'épaisseur de l'éprouvette a été ramenée à 90/100 de mm (épaisseur moyenne enlevée sur chaque face — 5/100 de mm) sans que toutes les frontières de grain aient disparu.

L'éprouvette ayant été raccourcie (L — 30 mm) nous avons repris cet essai sous un taux de contrainte extrêmement élevé (12,2 kg/mnw). La figure 56 montre l'aspect des deux faces de l’éprouvette après 18 000 alternances. Les grains sont particulièrement perturbés et les micrographies suivantes (fig. 57 à 60) montrent des aspects des

sepane

Fig

plissements de la surface (on ne peut plus parler, bien entendu, de déformation par glissements). On constate cependant que les plissements se produisent dans des directions assez bien déterminées.

De cette étude du mécanisme de la fatigue dans le métal recuit nous pouvons dégager quelques conclusions essentielles : *

1° tant que les efforts de cisaillement ne sont pas trop élevés les déformations se produisent par glissement des plans réticulaires dans chaque grain, conformément aux lois classiques du glissement;

20 si les contraintes deviennent trop grandes les zones intercristallines plus plastiques permettent le déplacement des grains les uns par rapport aux autres;

Fig. 59 Fig. 60

30 la fissuration finale est transgranulaire sans liens directs avec les glissements dans le corps des cristaux et avec le déchaussement des grains.