Les micromécanismes d'endommagement d'un acier inoxydable duplex sont étudiés au cours d'un essai de fatigue plastique oligocyclique. Des observations de l'endommagement de surface, à l'aide d'un microscope in-situ, sont effectuées à l'échelle du grain. Combinées à ces observations, des champs de déplacements et de déformations sont calculés par une technique de corrélation d'images numériques, avec le logiciel CorreliQ4. Dans ce travail, il est montré comment la déformation plastique cyclique évolue dans les deux phases du matériau en cours d'essai et comment les mesures de champs permettent d'identifier les sites probables d'amorçage de microfissure et bien avant leur apparition

AUBIN, Véronique

DEGALLAIX, Suzanne

EL BARTALI, Ahmed

I-Revues

18ème Congrès Français de Mécanique Grenoble, 27-31 août 2007 
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Micromécanismes d’endommagement en fatigue oligocyclique 
d’un acier inoxydable duplex 
 
Ahmed El Bartali, Véronique Aubin & Suzanne Degallaix 
 
Ecole Centrale de Lille 
Laboratoire de Mécanique de Lille (LML, UMR CNRS 8107) 
BP 48, Cité Scientifique, 59651Villeneuve d’ascq Cedex 
Ahmed.elbartali@ec-lille.fr 
 
 
 
Résumé : 
 
Les micromécanismes d’endommagement d’un acier inoxydable duplex sont étudiés au cours 
d’un essai de fatigue plastique oligocyclique. Des observations de l’endommagement de 
surface, à l’aide d’un microscope in-situ, sont effectuées à l’échelle du grain. Combinées à ces 
observations, des champs de déplacements et de déformations sont calculés par une technique 
de corrélation d’images numériques, avec le logiciel CorreliQ4. Dans ce travail, il est montré 
comment la déformation plastique cyclique évolue dans les deux phases du matériau en cours 
d’essai et comment les mesures de champs permettent d’identifier les sites probables 
d’amorçage de microfissure et bien avant leur apparition. 
 
Abstract: 
 
Damage micromechanisms in a duplex stainless steel are studied during low-cycle fatigue test. 
Surface damage observations are carried out with an in-situ microscopy device at grain scale. 
Combined with these observations, displacement and strain field measurements are performed 
using a digital image correlation technique, with CorreliQ4 software. In this work, the cyclic 
plastic strain in each phase is followed, and with field measurements, probable microcrack 
initiation sites are identified well before their appearance. 
 
Mots-clefs :  
 
Acier inoxydable duplex ; fatigue ; corrélation d’images numériques 
 
1 Introduction 
 
Les aciers inoxydables austéno-ferritiques, dits duplex, sont utilisés dans de nombreux 
domaines industriels (industries offshore, navale, chimique, pétrochimique, du papier…), 
souvent en milieu agressif et sous sollicitations complexes, en raison de leurs bonnes propriétés 
mécaniques et de leurs bonnes propriétés de résistance à la corrosion. De nos jours, les 
exigences en termes de réduction de coût et de poids comme en termes de sécurité imposent le 
développement de matériaux à hautes propriétés mécaniques et l'utilisation, en conception des 
structures, de lois de comportement appropriées. L’observation des micromécanismes physiques 
de déformation et d’endommagement, couplée à des analyses des champs de déplacements et de 
déformations à l’échelle de la microstructure, permet de comprendre et de prédire le 
comportement en fatigue des matériaux. L'objectif de la présente étude est l'observation et la 
mesure des déformations et endommagements de surface au cours d’essais de fatigue plastique 
oligocyclique à l’aide d’un dispositif de microscopie in-situ et d'une technique de corrélation 
d'images numériques à l'échelle de la microstructure, El Bartali et al. (2007). 
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2 Matériau 
 
 Le matériau étudié est un acier inoxydable austéno-ferritique X2 CrNiMo 25-07 allié à 
l’azote, forgé. Le matériau est fourni sous forme de barre cylindrique de diamètre 70 mm. Sa 
composition chimique est donnée dans le tableau 1. 
 
C Cr  Ni Mo Mn Si N Cu P S Fe 
0.024 24.68 6.54 2.84 0.79 0.62 0.17 0.07 0.021 <0.003 compl. 
TAB.1 - Composition chimique de l’acier inoxydable duplex étudié (% pds). 
 
Le matériau a subi une hypertrempe à 1050°C pendant une heure. La composition 
chimique, les conditions d’élaboration et le traitement thermique lui confèrent une 
microstructure biphasée composée d’îlots d’austénite (phase γ, CFC, 40 % vol.) allongés dans le 
sens de la barre, noyés dans une matrice ferritique (phase α, CC, 60 % vol.) (Fig.1-a). Les deux 
phases sont polycristallines. La taille moyenne des grains dans le sens longitudinal est de 10 µm 
pour les grains γ et de 50 µm pour les grains α. 
 
             
FIG. 1 – Microstructure de l’acier inoxydable duplex (a) ; figures de pôles des deux phases (b). 
 
Afin de mettre en évidence une éventuelle texture cristallographique, des mesures par 
diffraction des rayons X ont été menées. La figure 1-b présente les figures de pôles des 
directions (110) et (200) pour la phase ferritique et (111) et (200) pour la phase austénitique. 
Ces mesures montrent que la phase austénitique est non texturée, en revanche la phase ferritique 
l’est légèrement, avec une texture de type <200> parallèle à la direction axiale. 
 
3 Procédure expérimentale 
 
L'essai de fatigue plastique oligocyclique en traction/compression présenté ici est réalisé à 
température ambiante. Il est piloté en déformation totale purement alternée imposée, contrôlée 
par un extensomètre à lames et jauges de déformation. L’amplitude de déformation totale 
imposée est ∆εt/2=0.5 10-2, à la vitesse de déformation dεt /dt=10-3 s-1. L’essai est réalisé sur une 
éprouvette cylindrique à têtes lisses. La partie utile possède un diamètre de 10 mm et une 
longueur utile de 32 mm (Fig. 2-a). L’évolution de l’endommagement de surface au cours du 
cyclage est observée grâce à un dispositif de microscopie in-situ (Fig. 2-b). Ce dispositif est 
composé d’une caméra CCD 10 bits, d’un objectif co-axial et d’un zoom, permettant d’observer 
une zone réduite de la surface utile de l’éprouvette. Ce dispositif est monté sur la machine 
d’essai ; il peut être déplacé suivant trois directions perpendiculaires à l’aide de tables 
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micrométriques. Une table de rotation permet d’orienter l’axe de la caméra perpendiculairement 
à la surface observée. La zone observée a une taille de 120 x 90 µm2, pour une résolution 
caméra de 1368 x 1024 pixels. Cette zone est de taille suffisamment petite pour révéler les 
endommagements par fatigue à l'échelle de la microstructure, et suffisamment grande pour être 
représentative du comportement macroscopique du matériau biphasé (notion de Volume 
Elémentaire Représentatif, ou VER). 
 
  
FIG. 2 – Dessin de l’éprouvette d’essai (a) ; géométrie de l’entaille cylindrique (b) ; dispositif de 
microscopie in-situ (c). 
 
La profondeur de champ du dispositif optique étant très faible (<1 µm), une légère entaille 
cylindrique est usinée au centre de la partie utile de l’éprouvette. Cette entaille permet de créer 
une légère concentration des contraintes et des déformations, favorisant l’apparition des 
premiers mécanismes d’endommagement dans cette zone. Toutefois cette concentration doit 
être suffisamment faible pour que l’endommagement observé et le comportement restent 
représentatifs de ceux du VER. Des calculs par éléments finis ont été effectués pour optimiser 
les dimensions de cette entaille en se basant sur un facteur de concentration de contrainte de 
1.14, Polák et al. (1999). Les dimensions de l’entaille sont un rayon de 40 mm et une 
profondeur de 0.4 mm (Fig.1-b). Avant l'essai, la partie utile de l’éprouvette et la zone entaillée 
sont polies mécaniquement jusqu’à l’état miroir à l’aide d’une pâte diamantée de granulométrie 
1 µm, puis attaquées et enfin polies électrolytiquement. L'attaque permet de révéler les deux 
phases du matériau. En cours d'essai, les observations sont effectuées régulièrement au cours du 
cyclage, à déformation nulle (donc sous charge puisqu'il s'agit de fatigue plastique) jusqu’au 
cycle 2300 (fin de l’essai, longueur de fissure de quelques millimètres). Les mêmes zones sont 
observées après essai, par Microscopie Electronique à Balayage (MEB). 
 
3 Technique de la corrélation d’images numériques 
 
Les champs de déplacements et de déformations sont calculés en utilisant une technique de 
corrélation d’images numériques. Le logiciel utilisé est CorreliQ4, Hild et al. (2006). Le 
principe de la méthode consiste à prendre deux images de la même zone, l'une à un instant t0 
(état de référence) et l'autre à un instant tf (état déformé). L'état déformé peut résulter d'un essai 
de traction ou de fatigue, ou d'un simple déplacement. L’image de référence est découpée en 
petits carrés appelés éléments, de taille l x l (l = quelques pixels). La méthode consiste à 
retrouver chaque élément dans l’image déformée (Fig.3-a). Le déplacement recherché est 
décomposé sur une base fonctionnelle et la technique de résolution est comparable à la méthode 
des éléments finis. [Pour plus de détails sur la technique, Hild et al. (2006) et Besnard et al. 
(2006)]. La répartition aléatoire de la texture de surface nécessaire à la corrélation d’images est 
donnée par l’attaque électrolytique. Les performances du logiciel en termes d’incertitudes et 
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d’erreurs sur les déplacements et sur les déformations sont évaluées sur des images déplacées ou 
déformées artificiellement. La figure 3-b présente l’incertitude sur les déplacements en fonction 
de la taille d’élément l, dans le cas d’un déplacement artificiel uniforme (entre 0 et 1 pixel) 
appliqué à l’image de référence (Fig.4-a). L’incertitude sur les déplacements est inférieure à 
3/100 de pixel. L’incertitude sur les déformations est évaluée à 10-3 pour l= 32. 
 
         
 
FIG. 3 – La technique de la corrélation d’images numériques (a) ; performances du logiciel : 
incertitudes sur les déplacements en fonction de la taille d’élément (b) 
 
Notons que lorsque la taille des éléments augmente, l’incertitude diminue, le nombre de 
points de mesure également. Il convient donc de trouver un compromis entre les précisions sur 
les déplacements et les déformations calculées et un nombre de points de mesure suffisant pour 
mettre en évidence les discontinuités de déplacement et les hétérogénéités de déformation 
susceptibles de révéler les micromécanismes d’endommagement recherchés. La taille d’élément 
choisie pour cette étude est 32 x 32 pixels. 
 
4 Résultats 
 
 La figure 4 présente des images d'une même zone observée au cours du cyclage. La figure 
4-a est l'image numérique initiale, sur laquelle on distingue les joints de grains et de phases 
(révélés lors d'une mesure par EBSD, ferrite en clair, austénite en sombre). Les figures 4-b,c,d,e 
sont les images numériques prises respectivement aux cycles 20, 500, 1000, et 2300, montrant 
l'évolution de l'endommagement de surface au cours du cyclage. La figure 4-f est l'image en 
électrons secondaires prise au MEB au cycle 2300. Les figures 4-g,h sont respectivement les 
cartes des déformations ε11 et ε22 mesurées entre les cycles 1 et 50. Les figures 4-i,j sont 
respectivement les cartes des déplacements U1 et des déformations ε11 calculés entre les cycles 
350 et 500. Les joints de phases et le chemin de la fissure (pointillés) sont superposés aux 
cartographies pour une meilleure interprétation des champs de déplacements et de déformations. 
L’analyse des images prises au cours de l’essai de fatigue montre que la déformation 
plastique est d'abord accommodée par la phase austénitique. En effet, des marques d'émergence 
de glissement sont observées dans cette phase beaucoup plus tôt que dans la ferrite. Les 
premières sont vues dans quelques grains γ dès le premier quart de cycle. Sur la figure 4-b, nous 
pouvons voir ces marques dans l’austénite au cycle 20. Le nombre de ces marques augmente 
rapidement au cours du cyclage, elles couvrent la majorité des grains γ dès le 200ème cycle 
(Figs.4-c et d). Morphologiquement, ces marques sont rectilignes, fines et très proches les unes 
des autres (Fig.4-d). Elles sont caractéristiques du glissement plan des dislocations dans la 
structure CFC, Kruml et al. (1997). En revanche, dans la phase ferritique, ces marques 
apparaissent plus tard. Sur d’autres zones que celle présentée ici, les premières marques sont 
observées dans quelques grains α à partir du 50ème cycle. L’endommagement dans la phase α est 
localisé dans quelques grains seulement (Figs.4-e et f). Les marques de glissement y sont moins 
nombreuses, plus épaisses et ondulées, caractéristiques du glissement dévié facile dans les 
Image déformée Image de référence 
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structures CC, Kruml et al. (1997). Par ailleurs, après 1000 cycles, l’amorçage des microfissures 
se produit dans la phase ferritique, aux joints de grains α/α (Figs-4-a, d et f). La propagation 
dans l'austénite voisine d'une microfissure amorcée dans la ferrite, se fait en suivant les marques 
de glissement dans l'austénite (Fig.4-e et f). 
 
   
a b c 
   
d e f 
 
  
 
g   i 
 
  
 
h j 
FIG. 4 – Endommagement de surface en fatigue plastique d’un acier inoxydable duplex : image 
initiale de la zone observée (a); image prise par le dispositif in-situ aux cycles 20 (b), 500 (c), 
1000 (d), 2300 (e) ; image prise au MEB au cycle 2300 (f). Cartographies des champs de 
déformations ε11 (g) et ε22 (h) calculés entre images prisent respectivement aux cycles 1 et 50. 
Cartographies des champs de déplacements U1 (i) et de déformation ε11 (j) calculés entre images 
prisent respectivement aux cycles 350 et 500. 
 
La figure 3g montre que les deux phases α et γ présentent des hétérogénéités de la 
déformation longitudinale ε11. Toutefois, on peut noter que le nombre de ces hétérogénéités est 
plus grand dans les grains γ que dans les grains α. Les fortes hétérogénéités présentes dans 
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grains γ correspondent aux grains dans lesquels les premières marques de glissement ont été 
vues (Figs.4-b et g). En particulier, autour de la zone d’amorçage, le grain γ (grain 3, Fig.4-a) et 
les grains α (grains 1 et 6) présentent une forte déformation ε11, qui atteint 1%. Dans les autres 
grains α, les niveaux de déformation ε11 sont faibles. En revanche, la déformation transversale 
ε22 est relativement homogène à l’échelle des phases. La déformation est positive dans la phase 
ferritique et négative dans la phase austénitique (Fig.4-h). Notons aussi que les grains 1, 3 et 6 
présentent des déformations ε22 importantes. On sait que la phase austénitique est la première 
phase à se déformer plastiquement et les observations effectuées par la caméra montrent que le 
grain 3 est le premier grain austénitique qui se déforme plastiquement et de manière intense, par 
l’apparition d’un nombre important de bandes de glissement ; au cours du cyclage, la 
déformation dans ce grain est plus importante (Figs.4-g et h). Entre les cycles 350 et 500, les 
champs de déplacements U1 (Fig.4-i) et de déformations ε11 (Fig.4-j) présentent un fort gradient 
entre les grains ferritiques 1 et 2. Ces forts gradients correspondent au joint de grain où la 
microfissure s’est amorcée, amorçage qui n’a été observé qu’après le cycle 1000 (Figs.4-d et f). 
 
5 Conclusions 
 
L’analyse des observations de l’endommagement de surface effectuée à l’échelle du grain 
au cours d’un essai de fatigue plastique a permis de comprendre comment les deux phases (α et 
γ) accommodent la déformation plastique cyclique. Les grains austénitiques sont les premiers à 
se déformer plastiquement ce qui est révélé par la présence très tôt de marques de glissement. 
Ensuite, les deux phases accommodent la déformation plastique. Les mesures de champs de 
déformations montrent que les grains où des hétérogénéités de déformations sont observées 
correspondent bien aux grains présentant déjà des marques de glissement pour les grains γ et 
aux grains qui commencent à se déformer pour les grains α. Enfin, l’amorçage de microfissure 
est observé dans la phase ferritique, aux joints de grains α/α. Les forts gradients de 
déplacements et de déformations sont des signes précurseurs de cet amorçage. La technique 
utilisée ici permet de comprendre les micromécanismes d’endommagement en cours d’essai, 
mais aussi de quantifier cet endommagement par les mesures de champs de déplacements et de 
déformation, à l'échelle de la microstructure, permettant ainsi de prévoir les zones d'amorçage 
bien avant son apparition.  
 
Références 
 
El Bartali, A., Aubin, V. & Degallaix, S. 2007. Fatigue damage analysis in a duplex stainless 
steel by digital image correlation technique. Submitted to Fatigue Fract. Engng. Mater. 
Struct. 
Polák, J., Kruml, T., Degallaix, S. & Nilsson J.O. 1999 Fatigue damage in austenitic-ferritic 
duplex stainless steel. In: Proceedings of Eighth International Conference on Mechanical 
Behaviour (ICM8), Progress in Mechanical Behaviour of Materials 1 (ed. F. Ellyin. & J.W. 
Provan), 47-52, Canada. 
Hild, F. & Roux, S. 2006 Digital image correlation: from displacement measurement to 
identification of elastic properties. Strain 42, 69-80. 
Besnard, G., Hild, F. & Roux, S. 2006 “Finite-element” displacement fields analysis from 
digital images: Application to Portevin-Le Châtelier Bands. Exp. Mech. 46, 789-803. 
Kruml, T., Polàk, J., Obrtlík, K. & Degallaix, S. 1997 Dislocation structures in the bands of 
localized cyclic plastic strain in austenitic 316L and austenitic-ferritic duplex stainless steels. 
Acta Mater. 45, 5145-5151. 


Micromécanismes d'endommagement en fatigue oligocyclique d'un acier inoxydable duplex

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