Influence de l'épaisseur, de la densité et de l'alignement des parois de domaine sur l'émission de bruit Barkhausen dans les aciers faiblement alliés

Apr 20, 2023

Rapports scientifiques volume 13, Numéro d'article : 5687 (2023) Citer cet article

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Cette étude porte sur la caractérisation d'aciers faiblement alliés de différentes limites d'élasticité (variant entre 235 et 1100 MPa) via l'émission de bruit Barkhausen. L'étude examine le potentiel de cette technique pour distinguer parmi les aciers faiblement alliés et tous les aspects significatifs contribuant au bruit de Barkhausen, tels que l'état de contrainte résiduelle, la microstructure exprimée en termes de densité de dislocation, de taille de grain, de phase dominante, ainsi que les aspects associés de la sous-structure de paroi de domaine (épaisseur de paroi de domaine, énergie, leur espacement et densité dans la matrice). Le bruit de Barkhausen dans le laminage ainsi que dans le sens transversal augmente avec la limite d'élasticité (jusqu'à 500 MPa) et le raffinement correspondant du grain de la ferrite. Dès que la transformation martensitique se produit dans une matrice à haute résistance, cette évolution se sature et une anisotropie magnétique remarquable se développe lorsque le bruit de Barkhausen dans le sens transversal croît aux dépens du sens de laminage. La contribution des contraintes résiduelles ainsi que l'épaisseur de la paroi du domaine n'est que mineure, et l'évolution du bruit de Barkhausen est déterminée par la densité des parois du domaine et leur réalignement.

Les aciers faiblement alliés (LAS) de faible, moyenne ou haute résistance sont fréquemment utilisés pour de nombreuses applications dans les industries automobile, civile (ponts), aérospatiale ou pétrochimique1,2. Posant de bonnes usinabilité, formabilité à chaud et soudabilité, ces aciers sont très souvent proposés pour la réalisation de composants en raison du rapport satisfaisant entre leur coût et leurs propriétés fonctionnelles. Les différents régimes thermomécaniques dans lesquels ces aciers peuvent être élaborés permettent de personnaliser leur matrice en termes de résistance à la fatigue, résistance à l'usure par frottement et choc, ténacité, résistance à la corrosion, etc.1. Les LAS sont étudiés en profondeur afin de mieux comprendre le mécanisme complexe de leur déformation et d'explorer la contribution de certains aspects qui affectent leur fonctionnalité. Zhao et al.3 ont corrigé la contrainte d'écoulement lors du formage à chaud pour éliminer l'échauffement adiabatique et la friction. Li et al.4 ont augmenté la résistance du LAS à haute résistance grâce à des particules circulaires de TiC. Yu et al.5 ont étudié la trempabilité du LAS à haute résistance en ce qui concerne sa cristallographie et la dureté correspondante. Wang et al.6 ont étudié la ténacité du LAS à haute résistance par rapport à la teneur en Cu. Alipooramirabad et al.7 ont étudié la relaxation de déformation des soudures dans des LAS à haute résistance in situ en utilisant la diffraction des neutrons.

Le suivi des composants en LAS après traitement serait bénéfique afin de révéler un état inacceptable de la microstructure ou/et des contraintes résiduelles. De nombreuses conditions au cours du processus de fabrication sont maintenues constantes, mais certaines d'entre elles peuvent fluctuer de manière aléatoire ou en raison de l'usure des outils de coupe, de l'hétérogénéité des corps livrés, etc. Pour cette raison, une technique rapide et fiable utilisée à cette fin pourrait être utile. Les LAS sont des corps ferromagnétiques contenant une structure de domaine où les domaines voisins sont séparés par des parois de domaine (DW). En raison de la présence de sites d'épinglage tels que des précipités, des joints de grains ou des enchevêtrements de dislocations, le mouvement des DW sous un champ magnétique évoluant dans le temps n'est pas régulier et se produit sous la forme de sauts discontinus et irréversibles8,9. Bien que chacun des DW en mouvement produise une impulsion électromagnétique, le mouvement collectif des DW se produit sous la forme d'avalanches en raison de leur regroupement10,11,12. Ces impulsions qui se chevauchent peuvent être détectées par une bobine appropriée sur la surface libre en tant que bruit magnétique de Barkhausen (MBN)9.

Les LAS de force variable ont déjà été étudiés par MBN. Un article précédent13 décrivait l'étude in situ et post-situ du MBN dans le LAS avec une limite d'élasticité (σYS) de 235 MPa en fonction de la déformation plastique et rapportait une anisotropie magnétique significative ainsi qu'une atténuation du MBN en raison de l'augmentation de la densité de dislocations. En outre, Schmidova et al.14 ont signalé une anisotropie magnétique remarquable dans les aciers interstitiels libres (IF) au-delà de l'instabilité plastique. Antonio et al.15 ont montré que le grain et la fragmentation de la structure de domaine correspondante affectaient le MBN après déformation plastique. Piotrowski et al.16 ont mesuré l'évolution du MBN après déformation plastique en fonction de la densité des DW à 90° et 180°. Kikuchi et al.17 ont découvert que les enveloppes MBN sont déplacées vers des champs magnétiques plus élevés en raison de la structure de dislocation cellulaire.

L'augmentation remarquable de la résistance (σYS ainsi que ultime - σUS) du LAS est donc le résultat de l'effet mécanique ainsi que de l'effet synergique des cycles thermiques. Le σYS du LAS peut dépasser 1000 MPa. Le MBN est fonction de l'état de contrainte18,19 ainsi que de la microstructure (taille des grains, taille et densité des précipités, densité des dislocations, etc.20,21,22). L'altération de la matrice d'acier lors du laminage à chaud affecte donc également l'émission de MBN. L'enquête systématique concernant le MBN en tant qu'outil potentiel de caractérisation du LAS est manquante. Par conséquent, cette étude fournit un aperçu approfondi de l'émission MBN de LAS de force variable dans laquelle tous les types importants de contributions au MBN sont étudiés.

Des expériences ont été réalisées sur LAS avec des valeurs nominales de σYS de 355, 500, 700, 960 et 1100 MPa. Les LAS de σYS nominal 235 MPa représentent la matrice parentale alors que les LAS supérieurs σYS sont un produit de traitement thermos-mécanique de l'acier parental. Les LAS de résistance variable étaient livrés sous forme de tôles de 2000 mm × 1000 mm (5 mm d'épaisseur). La composition chimique de l'acier parental peut être trouvée dans le tableau 1.

Des échantillons de taille 70 mm × 30 mm ont été découpés pour analyse. L'investigation préliminaire effectuée par MBN ainsi que les mesures de microdureté ont révélé un effet d'ombrage assez remarquable de la couche superficielle d'une épaisseur d'environ 0,1 mm (remarquablement adoucie thermiquement contrairement aux régions plus profondes). Afin d'étudier les propriétés magnétiques et autres de nature volumétrique (plus ou moins les mêmes dans l'épaisseur des échantillons), la couche superficielle d'une épaisseur de 0,15 mm a été gravée (procédé électrolytique).

Les différentes valeurs nominales σYS du LAS sont principalement le produit des conditions de laminage à chaud et de la vitesse de refroidissement. Les conditions détaillées dans lesquelles les tôles livrées ont été laminées à chaud ne sont pas connues, mais ces tôles représentent les nuances disponibles dans le commerce largement vendues sur le marché. On considère que la résistance plus élevée du LAS est due à une énergie plus élevée consommée par la tôle pendant le laminage à chaud ainsi qu'à la contribution superposée d'une vitesse de refroidissement accélérée. Les propriétés mécaniques réelles ont été étudiées par le test de traction uniaxiale sur les échantillons de la forme en os de chien (longueur totale de 250 mm et largeur de 22,5 mm, distance entre les épaules de 50 mm, longueur de jauge de 40 mm, largeur de jauge de 14 mm, rayon de 5 mm) à l'aide de l'appareil Instron 5985. 25 millimètres. Des échantillons ont été étudiés dans le sens de laminage de la tôle (RD) ainsi que dans le sens transversal (TD). La direction dans l'épaisseur des tôles est appelée ND. Pour chaque σYS nominal et la direction (RD ou TD), trois mesures répétitives ont été réalisées.

Le MBN dans les corps ferromagnétiques est fonction de l'état de contrainte18,19, de la microstructure exprimée en plusieurs termes20,21,22, ainsi que de l'alignement, de l'épaisseur et de la densité des DW22,23,24,25. Pour cette raison, une véritable interprétation de MBN a été réalisée en ce qui concerne tous les aspects susmentionnés, voir Fig. 1.

Brève liste des aspects affectant le MBN et des techniques expérimentales utilisées pour leur analyse.

L'analyse par diffraction par rétrodiffusion d'électrons (EBSD) a été utilisée pour explorer la microstructure des échantillons étudiés. Un microscope électronique à balayage ZEISS Auriga Compact équipé de la caméra EDAX EBSD a été utilisé. Les données brutes ont été partiellement nettoyées par une étape de normalisation de l'indice de confiance (IC) et une étape de dilatation des grains. Seuls les points avec IC > 0,1 ont été utilisés pour l'analyse. Seules les zones séparées par les joints de grains à angle élevé (désorientation > 15°) ont été reconnues comme des grains. Notez que les lattes martensitiques formées à l'intérieur des grains ferritiques primaires ont été considérées dans cette étude comme des grains séparés car la limite de phase a le même effet sur le mouvement des DW que la limite de grain à angle élevé. Les cartes de désorientation moyenne du noyau (KAM) ont été calculées pour les premiers voisins uniquement avec la limite de 5°.

Les boucles d'hystérésis des échantillons ont été mesurées à l'aide du magnétomètre à échantillon vibrant (VSM) Microsense EZ 9. Pour ces mesures, nous avons utilisé des échantillons cylindriques avec un diamètre de base d'environ 4,2 mm et une hauteur d'environ 2,5 mm. Un champ magnétique maximal de 1200 kA/m a été appliqué dans le plan de base soit le long du RD soit du TD. Les formes des courbes mesurées ont en outre été modifiées par rapport aux facteurs de démagnétisation calculés26.

Les courbes de magnétisation initiales (la dépendance de l'induction B sur le champ magnétique H à partir de l'état de démagnétisation) et la perméabilité relative réversible à chaque point de la courbe initiale ont été mesurées par un graphique d'hystérésis basé sur un fluxmètre CC modifié27 sur des échantillons en forme d'anneau (diamètre extérieur de 24 mm, diamètre intérieur de 18 mm et hauteur de 5 à 6 mm). La dérivée de la courbe d'aimantation initiale en chaque point de la courbe d'aimantation \(\left[{H}_{0 }{,B}_{0}\right]\) détermine la perméabilité relative différentielle \({\mu }_{dif}\)

où \({\mu }_{0}\) est la perméabilité du vide.

La perméabilité relative réversible a été mesurée à l'aide d'un amplificateur à verrouillage de lecture de la tension induite excitée par un petit champ magnétique alternatif à la fréquence de 10 Hz, provoquant des processus magnétiques exclusivement réversibles dans le ferromagnétique superposés au champ magnétique continu H0. La perméabilité relative réversible est calculée à l'aide de l'équation

La perméabilité relative irréversible \({\mu }_{irr}\) est par conséquent calculée comme la différence entre la perméabilité relative différentielle et la perméabilité relative réversible

Les contraintes résiduelles dans les feuilles (à une profondeur de 0,15 mm) ont été déterminées dans la RD ainsi que le TD par la technique de diffraction des rayons X (XRD) (Proto IXRD combo diffractomètre, Kα1 et Kα2 de {211} plans, CRKα, Winholtz et Cohen, ½s2 = 5,75 tpa - 1, s1 = 1,25 tpa. La microdureté HV1 a été mesurée par l'appareil Innova Test 400TM (charge de 1000 g pendant 10 s, cinq mesures répétitives). Afin d'observer la microstructure de la matrice, les éprouvettes de longueur 15 mm ont été découpées le long du RD, moulées à chaud, meulées, polies et gravées avec 3 % de Nital.

L'acquisition du signal MBN brut a été réalisée par le RollScan 350 (tension magnétique de ± 5 V, fréquence magnétique de 125 Hz, profil sinusoïdal, capteur S1-18–12-01). Le MBN a été mesuré comme la dépendance angulaire avec un pas de 22,5° où l'angle zéro correspond au RD. Les signaux ont été filtrés par le filtre passe-haut (10 kHz) et le filtre passe-bas (1000 kHz) du progiciel MicroScan 600. Ce logiciel extrait également la valeur efficace conventionnelle (rms) du bruit de Barkhausen, appelée MBN. Les enveloppes MBN ont été reconstruites sur la base des signaux MBN filtrés, et le paramètre PP en tant que position du maximum de l'enveloppe MBN dans un champ magnétique a également été analysé. Enfin, Micro Scan 600 a également extrait des informations sur le nombre d'impulsions MBN détectées ainsi que la fonction de distribution dans laquelle le nombre d'impulsions MBN a été tracé en fonction de leur hauteur. Tous les paramètres MBN ont été obtenus en faisant la moyenne de dix salves consécutives (cinq cycles d'hystérésis).

Les propriétés mécaniques fournies dans le tableau 2 ont été obtenues à partir des courbes contrainte-déformation représentées sur la figure 2. Le vrai σYS est plus que le minimum garanti (le nominal). L'augmentation de σYS ainsi que de σUS (résistance à la rupture) se fait au détriment de la diminution de l'allongement à la rupture. Le mécanisme de croissance de σYS pour les LAS de valeurs nominales de σYS de 355 et 500 MPa est basé principalement sur le raffinement du grain (discuté plus loin). Par conséquent, on pourrait s'attendre à ce que l'allongement à la rupture augmente avec σYS car ce concept améliore la résistance ainsi que la ténacité de l'acier1.

Courbes de contrainte-déformation d'ingénierie, RD.

Cependant, ce comportement n'a pas été trouvé dans ce cas particulier. σYS et σUS dans le TD sont plus importants que dans le RD, et cette évolution est inversée par rapport à l'allongement à la rupture (voir tableau 2). Cela signifie que le mécanisme d'écrouissage basé sur les multiplications de dislocations et leur interaction mutuelle est consommé plus tôt dans le TD en raison de l'hétérogénéité cristallographique développée lors du laminage. La croissance de σUS est inférieure à celle de σYS. Pour cette raison, le rapport σYS/σUS augmente légèrement avec σYS mais sature tôt (voir Tableau 2).

Le MBN est généralement très sensible à la microstructure ; ainsi, l'explication des aspects significatifs de la microstructure doit être discutée afin d'obtenir une véritable interprétation de l'émission MBN. Des informations plus détaillées et des informations plus approfondies peuvent être trouvées dans des études antérieures1,28,29. Les mécanismes dans lesquels le LAS peut être renforcé sont entraînés par le raffinement du grain, la transformation de phase et la présence de précipités1,27. Les propriétés mécaniques sont données par leur contribution superposée en raison de la température de laminage à chaud, de l'énergie consommée par la matrice, de la vitesse de refroidissement, etc.1,28,29.

Le renforcement des LAS de σYS = 355 et 500 MPa est principalement basé sur le raffinement du grain. La microstructure du LAS de σYS = 235, 355 et 500 MPa est entièrement ferritique et avec des îlots de perlite localisés, voir Figs. 3 et 4. Une matrice entièrement ferritique indique des vitesses de refroidissement plus faibles (refroidissement à l'air pris en compte) après le laminage à chaud, et une taille de grain décroissante avec σYS indique un écrouissage austénitique plus élevé pendant le laminage à chaud (densité plus élevée de sites appropriés pour la nucléation de la ferrite).

Images métallographiques.

Chiffres IPF EBSD.

La microstructure du LAS de σYS = 700 MPa est composée de ferrite + bainite suite à une vitesse de refroidissement accélérée1,29 (par rapport à une matrice entièrement ferritique), voir Figs. 3d et 4d. Le σYS plus élevé est dû à la transformation de phase et au retard de dislocation correspondant. Les LAS de σYS = 960 MPa représentent la matrice complexe comme un mélange de bainite + martensite (basé sur les images IQ EBSD comme rapporté dans28), tandis que les LAS de σYS = 1100 MPa sont entièrement martensitiques. Une augmentation progressive de σYS est donnée par la microstructure et la mobilité correspondante des dislocations en raison de l'augmentation des vitesses de refroidissement1. Ces figures montrent également que des grains de ferrite plus ou moins équiaxes sont remplacés par de la bainite et de la martensite en plaques rugueuses. La fonction de distribution de la taille de grain d pour tous les LAS est illustrée à la Fig. 5.

Répartition de la taille des grains en fonction de σYS nominal.

Les dislocations en mouvement tendent à s'annihiler lors du laminage à chaud. Cependant, l'annihilation est incomplète et une certaine fraction de dislocations est retenue dans la matrice et croît avec σYS, voir Fig. 6. De plus, la transformation de phase à une vitesse de refroidissement accélérée évite la diffusion et favorise le cisaillement à courte distance dans le réseau. La figure 6 illustre donc la désorientation croissante du réseau attribuée à l'augmentation de la densité de dislocations avec σYS.

Cartes KAM, EBSD.

Les informations sur l'augmentation de la densité de dislocation prouvent également la mesure HV1 ainsi que la FWHM des motifs de ferrite XRD (la FWHM de la XRD dans ces aciers est principalement liée à la densité de dislocation30), voir Fig. 7a. En particulier, HV1 augmente presque linéairement avec σYS. L'affinement du grain de ferrite augmente l'amplitude des contraintes résiduelles de traction, voir Fig. 7b. Dès que les vitesses de refroidissement s'accélèrent, l'amplitude des contraintes de traction diminue car la transformation de phase consomme beaucoup d'énergie stockée dans la matrice lors du laminage à chaud1,28. L'évolution des contraintes résiduelles macroscopiques de type I (comme représenté sur la Fig. 7b) dans le RD et le TD est très similaire.

Evolution de HV1 et FWHM de la XRD et des contraintes résiduelles en fonction du σYS nominal.

Des informations sur l'épaisseur, l'énergie ainsi que l'espacement des DW peuvent être obtenues lorsque la constante d'anisotropie magnétocristalline K1 est mesurée à partir des boucles d'hystérésis (par l'utilisation de la technique VSM) en utilisant le modèle Stoner-Wohlfarth31,32 :

où HA est le champ d'anisotropie et Ms est l'aimantation à saturation (obtenue également à partir de la boucle d'hystérésis). L'épaisseur δ de DWs à 180 ° est déterminée par le minimum des énergies d'échange et d'anisotropie8,9,33.

où A est la rigidité d'échange (1,26 × 10–11 J m−1 pour les alliages Fe8,9). L'énergie des DWs γ est inversement proportionnelle aux δ8,30,31.

Le tableau 3 fournit des informations sur le Ms mesuré, le K1 obtenu et les δ et γ calculés. On peut signaler que les différences entre les échantillons en ce qui concerne Ms, K1, δ et γ ne sont que mineures, alors que la coercivité mesurée Hc augmente progressivement avec σYS en raison de l'augmentation de la densité d'imperfection du réseau (en particulier la densité de dislocation, voir les figures 6 et 7a).

Ayant des informations sur Ms, γ et la distribution de la taille des grains d à partir des observations EBSD (voir Fig. 5), l'espacement D des DW peut également être calculé33 :

L'espacement D des DW peut être calculé dans les grains de différentes tailles d ainsi que l'espacement moyen des DW et le nombre correspondant de DW par zone étudiée, voir Fig. 8. La figure 8a montre clairement que D est principalement une fonction de la taille des grains et l'évolution de D par rapport à d est presque la même pour tous les LAS en raison de leur Ms similaire (voir tableau 3). Cependant, la diminution de d avec σYS augmente la densité des DW et un nombre correspondant de DW, voir Fig. 8b.

Évolution de l'espacement des DW, de la taille moyenne des grains et du nombre de DW (par 0,0625 mm2).

La tendance de la valeur maximale de la partie réelle de la perméabilité complexe (à faible champ magnétique) à diminuer avec une augmentation de la limite d'élasticité σYS est clairement visible sur la figure 9a. On peut supposer que la valeur la plus élevée de σYS est alors la valeur la plus élevée de la densité de dislocations, agissant comme des obstacles au déplacement des parois du domaine, se produisant dans les matériaux et la partie réelle de la perméabilité complexe diminue. Lorsque la valeur maximale de la partie réelle de la perméabilité complexe est plus élevée, alors la tendance à diminuer avec le champ magnétique se produit à un champ magnétique plus faible (sauf pour l'échantillon avec σYS = 700 MPa) car la plupart des processus d'aimantation par inversion ont été réalisés à des champs magnétiques plus faibles. La composante irréversible (Fig. 9b) tend à diminuer avec σYS, le maximum se décale vers les champs magnétiques plus élevés, mais cette évolution n'est pas simple. L'évolution des perméabilités est principalement induite par la densité croissante des sites d'ancrage (en particulier les cellules de dislocation) avec l'augmentation de σYS. Ces sites augmentent le champ magnétique nécessaire pour détacher les DW et les domaines correspondants et raccourcissent le libre parcours des DW irréversibles en mouvement. De plus, cela raccourcit également la distance libre entre les sites d'ancrage voisins pour les processus réversibles tels que la flexion ou/et la rotation réversible des DW (favorise le mouvement irréversible au détriment du réversible).

Dépendance de la perméabilité réversible et irréversible par rapport au champ magnétique avec la limite d'élasticité nominale σYS comme paramètre.

Les figures 10 et 11a démontrent que le MBN croît avec le raffinement du grain de ferrite (pour le LAS de σYS = 235, 355 et 500 MPa) en raison de l'augmentation de la densité des DW et des sauts irréversibles correspondants des DW contribuant au MBN, comme indiqué précédemment par Sakamoto et al.23 ou Anglada-Rivera et al.24. Sakamoto et al.23 ont également rapporté que la valeur effective du signal MBN est inversement proportionnelle à la racine carrée de la taille de grain :

lorsque Cg est une constante dépendante de la taille des grains. L'anisotropie magnétique exprimée en termes de MBN dans le RD et le TD est assez faible pour le LAS ferritique lorsque le MBN n'est que légèrement supérieur dans le RD par rapport au TD, voir les Fig. 10 et 11. Dès que la transformation de phase a lieu, ce rapport s'inverse et l'anisotropie susmentionnée devient valable pour le LAS de σYS = 960 et 1100 MPa, voir également les Figs. 10 et 11. Le TD devient un axe d'aimantation facile, alors que le RD est un axe difficile. Le degré de cette anisotropie magnétique augmente progressivement avec σYS, voir Fig. 11b. La croissance de MBN dans la RD aux dépens de la TD est liée au réalignement des DW dans la TD (voir plus loin).

Distribution angulaire de MBN en fonction de σYS nominal.

Évolution du MBN et de l'anisotropie du MBN.

MBN peut également être exprimé en termes de nombre d'impulsions MBN détectées n et de leur hauteur Xi comme suit :

La fonction de distribution des impulsions MBN représentée sur la figure 12a montre un nombre croissant d'impulsions faibles pour le LAS de σYS plus élevé. La figure 12b montre également des différences remarquables entre les échantillons en ce qui concerne le nombre d'impulsions MBN fortes dépassant 2,5 mV. En comparant les Fig. 11a et 12b, une forte corrélation entre MBN et le nombre d'impulsions MBN particulièrement fortes est observée.

Distribution de la hauteur des impulsions MBN et évolution du nombre d'impulsions MBN.

Le nombre de toutes les impulsions MBN détectées pour le RD et le TD est assez similaire, en particulier pour le LAS de σYS inférieur, voir Fig. 12b. Pour cette raison, MBN est motivé par deux facteurs majeurs ; (i) le nombre d'impulsions détectées ; (ii) l'alignement des DW. Le premier domine dans une matrice entièrement ferritique ; le second prévaut lorsque la transformation de phase a lieu, voir Fig. 13b. La figure 13a illustre une forte corrélation entre le nombre d'impulsions MBN détectées et le nombre de DW calculés. Cependant, le nombre de DW calculés est beaucoup plus élevé que celui détecté par la bobine de détection malgré le fait que la surface de la bobine de détection est beaucoup plus grande (environ 4 mm2) que la surface observée EBDS (seulement 0,0625 mm2). Cette controverse remarquable est motivée par le regroupement des DWs10,11,12 lorsque le mouvement des DWs est un processus collectif sous la forme d'avalanches. Ainsi, les impulsions électromagnétiques provenant des seuls DW se chevauchent dans le temps. De plus, la fréquence d'échantillonnage limitée de 6,7 MHz pour l'acquisition des données joue également un certain rôle.

Nombre de DW par rapport au nombre d'impulsions MBN et nombre de DW par rapport à MBN.

L'augmentation de HV1, Hc en raison de l'augmentation de la densité de dislocation affecte également les positions de l'enveloppe MBN et le PP correspondant, voir Fig. 14. MBN est déplacé vers le champ magnétique supérieur avec σYS en raison de l'opposition croissante des sites d'épinglage (densité plus élevée de sites d'épinglage). Le PP pour le LAS de σYS inférieur est similaire, mais le réalignement des DW dans le TD pour le LAS de σYS = 960 et 1100 MPa rend le PP dans le TD légèrement inférieur par rapport au RD, voir Fig. 14b. Ceci résulte de la phase initiale de la rotation des DW lors de l'aimantation dans le RD, alors que cette phase est fortement atténuée lorsque l'aimantation est dans le TD22,34. La figure 15b prouve clairement que le PP est fonction de la dureté de la matrice et de la densité correspondante d'imperfection du réseau, comme indiqué précédemment13.

Enveloppes MBN au RD et évolution du PP.

nombre de DW par rapport à MBN ; évolution de E avec σYS nominal.

La sensibilité du paramètre PP pour la caractérisation LAS est très bonne en raison de la corrélation directe de PP avec HV1 ou/et Hc13,20,25. Autrement dit, PP peut être facilement et directement lié à σYS car σYS est fortement corrélé à HV1. D'autre part, l'augmentation de la force d'ancrage de la matrice ne joue qu'un rôle mineur dans la valeur effective du signal de bruit de Barkhausen car MBN croît avec σYS. Les champs magnétiques appliqués sont suffisamment puissants pour détacher les DW de tous les LAS. L'intensité du champ utilisé pour produire l'avalanche maximale peut être directement liée à la position du maximum de l'enveloppe MBN dans un champ magnétique qui s'exprime en PP, voir Fig. 14. D'une part, l'augmentation de la densité du site d'épinglage réduit le libre parcours du mouvement des DW. D'autre part, l'augmentation de la fréquence des événements lorsque les DW en mouvement rencontrent un site d'épinglage contribue au nombre plus élevé d'impulsions produites par les impulsions électromagnétiques.

Certaines contributions des contraintes résiduelles au MBN ne peuvent être prises en compte pour le LAS ferritique que lorsque le MBN augmente avec l'amplitude croissante des contraintes de traction, voir les Fig. 7b et 11a. Dès que la transformation de phase a lieu, l'influence des micro-contraintes prédomine et les contraintes résiduelles macroscopiques ne jouent aucun rôle8,20,21. La corrélation entre la perméabilité irréversible et le MBN est faible (comparer les figures 9a et 11a). La perméabilité irréversible diminue avec σYS contrairement à MBN (en particulier dans le TD). Il convient de noter que leur origine physique est assez différente. La perméabilité est davantage liée au taux d'aimantation de l'échantillon à la suite du réalignement du domaine, tandis que le MBN est principalement associé au mouvement irréversible des DWs9. Bien que le mouvement des domaines et de leurs DW environnants soit mutuellement interconnecté, le taux de magnétisation d'un corps composé de domaines plus grands pourrait être plus élevé, mais le MBN peut être plus faible en raison de la plus faible densité de DW (comme cela est démontré dans ce cas particulier).

Le réalignement des DW dans le TD qui a été observé dans cette étude a déjà été prouvé et rapporté plus tôt dans les aciers Trip et S235 après l'essai de traction13,35. En particulier, le comportement observé dans l'étude utilisant S23513 peut être étroitement lié au comportement similaire dans cette étude car S235 peut être considéré comme le corps parental (malgré un peu de chimie modifiée) pour tous les LAS. L'évolution de MBN dans le RD et le TD est très similaire malgré les différents régimes de charge exercés (tension uniaxiale froide in13 et multiaxiale avec cycle thermique superposé employés dans cette étude).

Le réalignement des DW dans le TD et les différents mécanismes du mouvement des DW lorsque l'échantillon est magnétisé dans le TD et le RD peuvent également être prouvés en utilisant le modèle simplifié de Martinez-Ortiz et al.36 pour le calcul des énergies MBN basées sur les enveloppes MBN. Les auteurs ont proposé un modèle dans lequel l'énergie MBN associée au mouvement irréversible pur à 180° des DW E180 peut être calculée à partir de l'enveloppe MBN dans la région proche du pic principal, tandis que la rotation ou/et le mouvement à 90° des DW peuvent être détectés en particulier dans les phases initiales d'une enveloppe au-delà de la première impulsion détectée (E90). La figure 15b représente des E180 et E90 similaires ainsi que des E180/E90 inférieurs pour les LAS ferritiques dans le RD ainsi que dans le TD. D'autre part, E180 dans le TD augmente aux dépens d'E90 inférieur, ce qui se traduit par un E180/E90 élevé, alors que E180 diminue dans le RD avec E180/E90. Ce comportement indique la rotation initiale des DW dans le RD, comme expliqué précédemment34.

Enfin, il convient de noter que le MBN dans la martensite LAS est nettement supérieur à celui provenant, par exemple, des aciers à roulement21. Bien que l'on puisse s'attendre à de la martensite en aiguille très fine avec une densité élevée de DW dans les aciers à roulement, la teneur élevée en C ainsi que les éléments d'alliage supplémentaires produisent une matrice avec une densité de dislocations beaucoup plus élevée et surtout une densité élevée de précipités (en particulier Fe3C) qui gênent fortement les DW en mouvement (et/ou rendent le libre parcours des DW dans le mouvement irréversible très court), ce qui rend le MBN inférieur d'environ un ordre20,21.

Les principaux résultats peuvent être résumés comme suit :

Le MBN dans le LAS de la structure ferritique est principalement déterminé par le raffinement du grain et la densité des DW,

la transformation de phase résultant des vitesses de refroidissement accélérées produit la matrice avec une anisotropie magnétique remarquable lorsque le MBN dans le TD est supérieur à celui dans le RD,

les taux de refroidissement accélérés ont tendance à aligner les DW dans le TD au détriment du RD,

le nombre d'impulsions MBN détectées affecte fortement le MBN et est en corrélation avec d et la densité des DW,

PP peut être facilement utilisé pour la caractérisation LAS de la variable σSY ​​et du HV1 correspondant,

la contribution des contraintes résiduelles et des précipités fins au MBN est mineure.

Les données brutes nécessaires pour reproduire ces résultats ne peuvent pas être facilement partagées en raison de limitations techniques (certains fichiers sont trop volumineux). Cependant, les auteurs peuvent partager les données sur toute demande individuelle (veuillez contacter l'auteur correspondant en utilisant l'adresse postale).

Vervynckt, S., Verbeken, K., Lopez, B. & Jonas, JJ Aciers HSLA modernes et rôle de la température de non-recristallisation. Int. Mater. Réw. 57, 187208. https://doi.org/10.1179/1743280411Y.0000000013 (2012).

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Cette publication a été réalisée avec le soutien du programme opérationnel Infrastructure intégrée 2014-2020 du projet : Solutions innovantes pour les composants de propulsion, de puissance et de sécurité des véhicules de transport, code ITMS 313011V334, cofinancé par le Fonds européen de développement régional. Ce travail a également été réalisé dans le cadre du projet « FUCO » financé par l'Agence Slovaque de Recherche et Développement sous le contrat APVV-20-0072 ; et par l'Agence de subventions scientifiques du Ministère de l'éducation de la République slovaque et de l'Académie slovaque des sciences—projet VEGA 1/0143/20 et 1/0052/22. O. Zivotsky reconnaît le soutien du projet SP2022/25 du ministère de l'Éducation, de la Jeunesse et des Sports de la République tchèque.

Université de Žilina, Univerzitná 1, 010 26, Žilina, Slovaquie

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Institut de physique, Faculté des sciences, Université PJ Šafárik de Košice, Park Angelium 9, 040 01, Kosice, Slovaquie

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Faculté de génie électrique et d'informatique, VŠB - Université technique d'Ostrava, 17. Listopadu 2172/15, 708 00, Ostrava-Poruba, République tchèque

O. Vie

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Correspondance à M. Neslusan.

Les auteurs ne déclarent aucun intérêt concurrent.

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Réimpressions et autorisations

Neslušan, M., Pitoňák, M., Minárik, P. et al. Influence de l'épaisseur, de la densité et de l'alignement des parois du domaine sur l'émission de bruit Barkhausen dans les aciers faiblement alliés. Sci Rep 13, 5687 (2023). https://doi.org/10.1038/s41598-023-32792-1

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Reçu : 07 février 2023

Accepté : 02 avril 2023

Publié: 07 avril 2023

DOI : https://doi.org/10.1038/s41598-023-32792-1

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