Influence des instabilités de bande de déformation sur le rendement à petite échelle d'un Mg - Guangdong BoldFrontier Technologies Co., Ltd.

Rapports scientifiques volume 13, Numéro d'article : 5767 (2023) Citer cet article

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Des bandes de déformation en propagation sont observées pour s'adapter à la plasticité initiale dans un alliage Mg–1,5Nd tel qu'extrudé sous tension en utilisant la corrélation d'images numériques. Les bandes de propagation provoquent un plateau inhabituel dans la réponse contrainte-déformation de l'alliage avant de restaurer un écrouissage décroissant commun avec une déformation supplémentaire. Les effets des bandes de déformation et du plateau sous-jacent dans la contrainte d'écoulement sur la plastification à petite échelle sont étudiés pendant la fatigue oligocyclique (LCF) et la tension des éprouvettes entaillées. On observe que la formation/disparition alternée des bandes de déformation dans la section de jauge des éprouvettes LCF telles qu'extrudées pendant les essais réduit la durée de vie par rapport aux éprouvettes recuites ne présentant aucune instabilité. En revanche, les bandes dévient la zone plastique en avant de l'entaille du plan principal orthogonal au chargement appliqué induisant un effet positif sur la ténacité de l'alliage.

Les alliages dans lesquels se produit ce que l'on appelle le phénomène de limite d'élasticité présentent une étape de plateau caractéristique, c'est-à-dire une contrainte d'écoulement presque constante lors de la rupture1,2. La déformation plastique dans le plateau se produit localement à travers des instabilités telles que dans les bandes de déformation, souvent appelées bandes de Lüders3,4. Alors que de tels phénomènes d'instabilité plastique sont fréquemment observés dans les aciers doux lors de la déformation en traction5,6, ils sont moins fréquents dans les alliages de Mg7,8,9. Traditionnellement, l'écoulement plastique inhomogène dans les alliages de Mg était largement associé à l'avalanche d'activités localisées de redoublement d'extension10,11. Le maclage, en tant que mécanisme de déformation important dans Mg, dépend du chemin de chargement par rapport à l'orientation du cristal de grain12,13,14,15. Plus précisément, la déformation des alliages de Mg hautement texturés en compression le long de la direction d'extrusion ou de laminage est dominée par le jumelage d'extension16,17,18. Des cascades de macles où des macles dans un grain stimulent des macles dans les grains voisins à travers le joint de grain pourraient également se produire11,19,20,21,22. Étant donné que le maclage par extension provoque peu d'écrouissage dans les alliages de Mg23,24,25,26, l'apparition d'un maclage abondant, également appelé twin banding, pourrait induire un plateau dans la réponse mécanique27.

Au lieu de macles, des phénomènes d'instabilité plastique induits par des dislocations ont récemment été identifiés dans certains alliages de Mg, en particulier ceux contenant des éléments de terres rares7,9,28,29,30,31. Comme dans les aciers, l'interaction entre les atomes de soluté et/ou les petits précipités et les dislocations dans Mg peut fortement influencer le comportement d'écoulement et peut conduire à des instabilités plastiques détectables à l'échelle macroscopique28. Bien que décrites pour la première fois il y a plus de 150 ans, les études sur les instabilités plastiques ont principalement été menées sur des aciers32 et d'autres métaux cubiques centrés (bcc)33. Le nombre d'études sur ce sujet dans les alliages de Mg est limité. Compte tenu de l'intérêt croissant pour les alliages légers34,35,36,37, il est maintenant intéressant de comprendre la nature et les conséquences des phénomènes d'instabilité plastique dans les alliages de Mg.

Les instabilités plastiques sont considérées comme des phénomènes indésirables lors des opérations de mise en forme en raison des irrégularités de surface qu'elles créent, appelées stretcher-strains, Luders ou bandes de Hartman38. Il reste à déterminer si ces instabilités pourraient avoir des effets positifs sur le comportement des alliages de Mg. Dans les essais de fatigue cyclique basse (LCF), les amplitudes de déformation sont généralement fixées en dessous de 3 %39,40,41. Dans les essais de ténacité à la rupture, la zone plastique en avant du fond de fissure est utilisée pour évaluer la ténacité intrinsèque42. Ces deux tests impliquent respectivement une petite quantité de déformation plastique et une déformation plastique localisée. Étant donné que les phénomènes d'instabilité plastique sont susceptibles d'influencer ces propriétés d'élasticité à petite échelle, ce travail étudie ici la LCF et la ténacité de l'alliage Mg – 1,5 Nd présentant les phénomènes observés28.

L'alliage contenant 1,5 % en poids de Nd a été coulé de manière conventionnelle, puis extrudé à chaud à 300 ºC en barres de 12 mm de diamètre. Alors que nous avons utilisé une pureté de 99,95 % de Mg pur pour créer l'alliage, le tableau 1 détaille la composition de l'alliage. La microstructure initiale de l'alliage tel qu'extrudé est fournie à la Fig. 1. La microstructure est constituée de grains équiaxes avec une taille de grain moyenne d'environ 4,3 μm principalement orientés dans une texture dite de «terre rare». Plus de détails sur la microstructure dérivée de la diffraction rétrodiffusée d'électrons (EBSD), de la microscopie électronique à transmission (TEM) et de la diffraction des rayons X synchrotron sont fournis dans28. Quelques échantillons ont été soumis à un recuit court à 375°C pendant 15 min. L'idée derrière ce recuit était d'éliminer ou au moins de minimiser l'effet de la bande de cisaillement sans compromettre la limite d'élasticité. Étant donné que le temps de recuit était relativement court, il n'a pas provoqué de changements appréciables dans la structure du grain et la texture par rapport au matériau tel qu'extrudé. Par conséquent, une carte du matériau recuit n'est pas fournie. Cependant, le recuit était suffisant pour modifier les amas de solutés et les précipités métastables au-delà de la taille critique pour diminuer l'épinglage des dislocations. Ainsi, l'étape de recuit élimine efficacement le phénomène de limite d'élasticité sans compromettre la résistance de l'alliage. L'épinglage de dislocation dans l'alliage est causé par de petits précipités métastables d'environ 5 nm et des amas de solutés, comme détaillé dans nos travaux antérieurs18. Le matériau a également été recuit à 400 ° C et à 485 ° C pendant 15 min, 30 min et 60 min et testé en traction jusqu'à rupture. Les résultats ont montré que la résistance diminue avec la température de recuit et le temps de recuit.

Carte de la figure de pôle inverse (IPF) montrant la microstructure initiale de l'alliage Mg-1.5Nd. La direction de l'échantillon perpendiculaire aux cartes est perpendiculaire à ED comme indiqué dans le triangle IPF standard. Les couleurs dans les cartes IPF représentent l'orientation de la perpendiculaire à l'axe de l'échantillon ED par rapport au cadre du réseau cristallin selon la coloration dans le triangle IPF standard.

Des spécimens plats avec des dimensions de section de jauge de 5, 0 mm (L) × 4, 0 mm (W) × 2, 0 mm (T) et des spécimens ronds avec des dimensions de jauge de 25, 0 mm (L) × 7, 0 mm (D) ont été découpés à partir des barres d'extrusion à l'aide d'un usinage par décharge électrique (EDM) et d'un tournage, respectivement. Tous les spécimens ont ensuite subi un traitement de surface de meulage de tous les côtés en utilisant systématiquement des papiers SiC jusqu'à 1200 grains. De plus, une encoche avec un rayon de 1 mm a été usinée dans un ensemble d'éprouvettes plates. Les tests ont été répétés au moins deux fois pour s'assurer que les résultats montrent une similitude suffisante dans les caractéristiques mécaniques et les phénomènes observés. L'axe de chargement était parallèle à la direction d'extrusion (ED). Les échantillons plats ont été testés à l'aide d'une micro-étape Gatan, tandis que les échantillons ronds ont été testés à l'aide d'une machine MTS servo-hydraulique Landmark 270. Le DIC a été utilisé pour enregistrer les données de déplacement/déformation/taux de déformation. À cette fin, un motif moucheté a été appliqué sur les surfaces à l'aide de peinture en aérosol Rust-Oleum avec des points noirs sur fond blanc. Les images ont été capturées à l'aide d'une caméra Point Grey avec un objectif à distance focale fixe et des entretoises d'extension pour faire varier la distance focale totale. Le logiciel PointGrey FlyCap2 a été utilisé pour le recodage des images et VIC-2D v.6 a été utilisé pour le post-traitement des données. La vitesse de déformation était de 0,001/s pour tous les tests du présent travail.

Nous commençons par montrer les résultats d'essais de traction simples utilisant des éprouvettes plates couplées à un système DIC pour caractériser les caractéristiques de déformation des phénomènes d'instabilité plastique. La figure 2a montre une courbe contrainte-déformation typique de l'alliage pendant une charge de traction quasi-statique. La figure 2b agrandit la partie proche de la cession. Une étape de plateau peut être observée à partir de la courbe contrainte-déformation à la plastification, qui est associée à la déformation inhomogène de l'alliage. Les figures 2c à f montrent des champs de déformation enregistrés à l'aide de DIC corrélant le rendement et le développement des bandes de déformation. Les localisations de déformation en forme de langue se développent d'abord dans la région proche de la transition de la section de préhension à la section de jauge de l'échantillon tout en s'approchant du rendement macroscopique (Fig. 2d). Lors de multiples localisations de ce type (Fig. 2e), une bande se propage sur toute la largeur de l'échantillon à ~ 45 ° dans la direction de chargement reliant les localisations du bas vers le haut (Fig. 2e). Enfin, la courbure prédomine élevant la déformation locale à 0,012, tandis que le reste des localisations s'estompe.

( a ) Courbe contrainte-déformation de l'alliage Mg – 1,5 Nd avec ( b ) une partie agrandie régie par les phénomènes de point d'élasticité. ( c – f ) Champs de déformation DIC (εyy) sur toute la section de jauge de l'échantillon dans lequel les ovales en pointillés mettent en évidence les localisations de déformation élasto-plastique en forme de langue avant la formation d'une bande de déformation dominante.

Comme les images de la Fig. 2d – f ont été enregistrées avec une résolution temporelle connue de 143 ms (ms), la vitesse de propagation de la bande a été estimée. Comme la longueur de la bande mesurée par DIC était d'environ 6 mm, la vitesse peut alors être estimée à 6 mm en 286 ms = 0,021 m/s. Cette valeur est inférieure d'au moins un ordre de grandeur à la vitesse de propagation des jumeaux, qui a été précédemment établie à 0,1–10 m/s43. Alors que le maclage et le bandage sont des déformations de cisaillement, la différence de vitesses est attribuée à la différence d'échelle des phénomènes. Le jumelage est un mécanisme impliquant la propagation du cisaillement à travers un seul grain ou sous-grain, tandis que la bande implique un «décrochage» en cascade de dislocations et une propagation collective du cisaillement à travers un agrégat polycristallin, comme indiqué dans28.

Pour illustrer la propagation de la bande sous tension, nous présentons les champs de vitesse de déformation DIC (dεyy/dt) sur la Fig. 3. La figure illustre le développement ultérieur de l'instabilité plastique lors de la formation. De toute évidence, la bande se propage dans les deux sens (Fig. 3c). Les champs instantanés montrent que la déformation se produit entre les deux fronts de la bande (c'est-à-dire à l'intérieur de la bande), tandis que le reste du matériau reste élastique. Néanmoins, le taux de déformation aux fronts de la bande est environ deux fois plus élevé qu'à l'intérieur de la bande. Au fur et à mesure que la bande prend en charge toute la section de jauge (Fig. 3g), l'alliage restaure un taux d'écrouissage décroissant commun avec une déformation plastique supplémentaire. Par conséquent, la déformation à l'intérieur du plateau est compensée par la propagation de la bande. Comme le montre la figure 28, la nucléation et la propagation de la bande n'interfèrent pas avec le maclage de déformation. Le mécanisme était principalement attribué au désépinglage en cascade des luxations immobilisées. Un tel comportement des dislocations entraîne la nucléation et la propagation de la bande comme indiqué sur les Fig. 2f et 3b–f respectivement.

Champs de taux de déformation DIC (dεyy/dt) illustrant le développement des instabilités plastiques de (a) ε = 0 à (b) ε = 0,00183, (c) ε = 0,00188, (d) ε = 0,0045, (e) ε = 0,009 , (f) ε = 0,01, (g) ε = 0,025 et (h) ε = 0,1.

La figure 4 compare les champs de déformation développés sous tension d'un échantillon extrudé par rapport à un échantillon ayant subi un recuit. Le recuit est connu pour éliminer le phénomène de limite d'élasticité, sauf dans certains matériaux à grains ultrafins ou nano-grains produits par une déformation plastique sévère avec des tailles de grains inférieures à 1 µm44. Les champs confirment que l'éprouvette non recuite se déforme par la formation d'une bande de déformation orientée ~ 45° par rapport à la direction de chargement, tandis que l'éprouvette recuite ne montre aucune formation de bande de déformation mais une localisation régulière des déformations au milieu de la section de jauge due à la plus grande triaxialité au centre de l'éprouvette.

Champs de déformation DIC εyy sous tension à ~ 0, 01 déformation vraie illustrant les différences de déformation entre ( a ) l'alliage Mg – 1, 5 Nd tel qu'extrudé et ( b ) l'alliage Mg – 1, 5 Nd recuit à 375 ° C pendant 15 min.

Le rôle des instabilités de bande de déformation sur l'élasticité à petite échelle d'un alliage Mg-Nd est étudié en réalisant des essais LCF et en traction d'éprouvettes entaillées. Tout d'abord, nous explorons le comportement de l'instabilité plastique sous chargement cyclique et son influence sur le LCF de l'alliage. La figure 5 présente les résultats d'un test LCF de tension-compression entièrement inversé pour un échantillon rond non recuit d'alliage Mg-1,5Nd. Le chargement a été appliqué avec une amplitude de déformation de 0,0125. Sur la Fig. 5a, la courbe rouge correspond au premier cycle complètement inversé et les lettres rouges correspondent aux champs de déformation DIC présentés sur la Fig. 5b – e. Les courbes noires de la figure 5a correspondent aux cycles suivants. Le plateau de rendement est apparu à la fois dans la première tension directe et dans les premières charges de compression inversées, après quoi il a disparu. Le matériau recuit ne présente pas un tel plateau.

( a ) Courbe contrainte-déformation enregistrée lors du chargement cyclique de tension-compression de l'alliage tel qu'extrudé. Champs de déformation DIC εyy au cours du 1er cycle de chargement : initial (b), à tension maximale (c), déchargé à 0 déformation (d) et à compression maximale (e). Champs de déformation DIC εyy à tension maximale (f) et à compression maximale (g) pendant les 1er, 2e et 10e cycles. Distributions de la déformation εyy le long de la section de jauge de l'éprouvette après les 1er, 2e et 10e cycles à (h) tension maximale et (i) à compression maximale.

La bande de déformation est apparue dans la partie inférieure de la section de jauge et s'est propagée vers l'autre extrémité, atteignant un maximum local d'environ 0, 02 contrainte de traction εyy (Fig. 5c, h). La bande s'est progressivement estompée pendant le processus de déchargement jusqu'au point où elle a complètement disparu (Fig. 5d). Lors du chargement de compression, une nouvelle bande de compression s'est formée dans la partie supérieure de l'échantillon atteignant un maximum local similaire de - 0, 02 εyy déformation (Fig. 5e, i). L'apparition alternée des bandes de déformation en traction et en compression au cours des chargements cycliques suivants s'est répétée selon un schéma similaire (Fig. 5f, g), mais l'étendue de cette instabilité plastique diminuait progressivement. Après le 10ème cycle, la bande est « stabilisée » et ne diminue plus en déformation maximale ; l'apparition et la disparition répétitives de la bande sont observées jusqu'à la rupture de l'échantillon. Ce comportement de déformation cyclique unique, associé aux instabilités plastiques, n'a pas été rapporté dans les études précédentes. Fait intéressant, le comportement localisé de la bande observé par DIC ne se reflète pas dans la courbe cyclique contrainte-déformation à partir du 2ème cycle car il n'y a pas de plateau de rendement dans la courbe contrainte-déformation.

Le comportement observé résulte du glissement des dislocations dans les matériaux qui est responsable de la présence du phénomène de limite élastique. Lors du premier cycle de chargement, les dislocations sont épinglées par les précipités métastables, et leur détachement collectif provoque une cession facile. Le glissement régulier « non épinglé » prédomine à partir du deuxième cycle. Après le décrochage au cours du premier cycle, les dislocations se cisaillent probablement sur le même chemin encore et encore au cours de la déformation cyclique, de sorte que les précipités n'offrent aucune résistance au glissement des dislocations. Essentiellement, le glissement des dislocations est de plus en plus facile avec les cycles car les obstacles sur le même chemin ont été surmontés lors du cycle précédent.

Une série d'essais LCF impliquant trois amplitudes de déformation ont été effectuées sur des échantillons recuits et non recuits de l'alliage pour évaluer l'effet des instabilités plastiques sur la durée de vie de l'alliage. Les résultats montrant la durée de vie du LCF sont résumés dans le tableau 2, tandis qu'un tableau plus détaillé des paramètres ainsi que des tracés des amplitudes de contrainte sont présentés dans le matériel supplémentaire de l'article. Comme on peut le voir, les échantillons non recuits se déformant avec les instabilités plastiques ont une durée de vie en fatigue plus courte de 20 à 60 % par rapport à l'alliage recuit, avec une plus grande différence à des amplitudes de déformation plus faibles. Comme le montre la figure 5, les bandes de déformation provoquent une déformation d'environ la moitié de la section de jauge à un niveau de déformation environ deux fois supérieur à celui appliqué au lieu de répartir la déformation uniformément sur toute la section de jauge. Ce dernier est le comportement normal du matériau recuit. À chaque cycle, la même région de l'échantillon devient fortement sollicitée à plusieurs reprises tandis que le reste du matériau reste élastique. Une analogie peut être établie avec un effet connu de la déformation moyenne sur la durée de vie en fatigue. Pour une amplitude de déformation donnée, la durée de vie en fatigue sera la plus faible pour un échantillon cyclé en traction uniquement (la déformation moyenne est positive), suivie d'un cyclage avec une déformation moyenne égale à 0 (tension-compression complètement inversée), et la durée de vie la plus élevée sera pour le cyclage en compression uniquement (la déformation moyenne est négative)39,45. Par conséquent, le comportement de déformation avec des instabilités plastiques influence négativement la durée de vie étant donné qu'une partie de l'éprouvette ne subit qu'une traction.

Pour évaluer l'effet de l'instabilité plastique sur la ténacité de l'alliage, des essais de traction impliquant des éprouvettes entaillées d'alliage brut d'extrusion et recuit ont été effectués. Les courbes charge-déplacement ainsi qu'une comparaison entre les champs pour les spécimens extrudés par rapport aux spécimens recuits sont fournis à la Fig. 6. La figure 7 présente les champs de déformation DIC εyy pour le spécimen tel qu'extrudé. Similaire aux champs sous tension des éprouvettes non entaillées, la formation de localisations élasto-plastiques en forme de languette a été observée juste avant la propagation de la bande. La localisation de la déformation en avant de l'entaille est attendue, mais la forme irrégulière et asymétrique de celle-ci n'est pas typique42. En atteignant le rendement, la première bande se propage du côté de l'encoche opposé à l'emplacement de la localisation (Fig. 7). Une chute de charge a été observée à partir de la courbe charge-déplacement, qui est suivie d'une courte portion de durcissement linéaire. En raison de ces instabilités, un chemin de moindre résistance est dévié du plan principal du mode I orthogonal à la direction de chargement appliquée. Ensuite, la deuxième bande de cisaillement se nuclée de l'autre côté d'une encoche (Fig. 7d) provoquant une autre chute de charge et avec une augmentation supplémentaire de la déformation, les deux bandes augmentent en largeur. Une fois les deux bandes complètement développées, la zone plastique en avant de l'entaille prend une forme relativement symétrique, ce qui signifie que l'alliage se comporte de manière commune avec un durcissement suivi de l'émergence et de la propagation d'une fissure au stade ultérieur de la déformation.

( a ) Comparaison des courbes charge-déplacement (P-δ) enregistrées pendant la tension d'échantillons entaillés tels qu'extrudés et recuits de l'alliage Mg – 1,5 Nd. ( b – e ) Champs de déformation DIC εyy illustrant les champs au début de la déformation ( b , c ) et au début de la nucléation de la fissure ( d , e ). Ceux-ci sont indiqués par des parenthèses en (a) : comme spécimens extrudés (à gauche) et spécimens recuits (à droite). Notez la similitude des champs de déformation en (d et e) avec une localisation de déformation légèrement plus élevée dans l'échantillon recuit.

Champs de déformation DIC (εyy) pendant la traction d'un échantillon entaillé d'alliage Mg–1,5Nd tel qu'extrudé aux déplacements suivants (δ) : (a) δ = 0, (b) δ = 0,075, (c) δ = 0,076, (d) δ = 0,125, (e) δ = 0,75 et (f) δ = 0,8.

Les courbes charge-déplacement des éprouvettes entaillées avec et sans recuit se chevauchent après la portion d'élasticité initiale confirmant que les phénomènes de formation de bandes de déformation affectent principalement le stade précoce de la déformation près de l'élasticité. Une fois les bandes entièrement propagées, l'alliage brut d'extrusion se comporte comme l'alliage recuit sans instabilités plastiques. Cependant, la nucléation des fissures dans l'alliage recuit est observée plus tôt par rapport à l'alliage brut d'extrusion. De plus, il y a une localisation de déformation légèrement plus élevée observée dans l'échantillon recuit par rapport à celui non recuit, qui est plus répandu. Bien que ces différences ne soient pas importantes, elles peuvent être des signes d'un effet positif des bandes sur la ténacité. La propriété de ténacité est traditionnellement considérée comme représentant une combinaison de résistance et de ductilité, les deux propriétés qui s'excluent mutuellement en général. L'alliage utilisé dans la présente étude présentant un allongement > 40 % rend la limite d'élasticité d'environ 2,5 % insignifiante dans l'ensemble de la déformation plastique. En revanche, si un alliage beaucoup plus résistant mais moins ductile est considéré, une instabilité plastique pourrait dominer la déformation et provoquer un effet beaucoup plus important sur les propriétés, y compris un effet positif substantiel sur la ténacité. En conclusion, nous indiquons que même si les tests effectués à l'aide d'éprouvettes entaillées ne représentent pas des tests de ténacité à la rupture valides en raison de la géométrie simplifiée de l'échantillon, les expériences réalisées ici en déduisent que les équations de la mécanique de la rupture continue échoueraient à décrire les champs mécaniques près de l'entaille en raison de la grande asymétrie/hétérogénéité entraînée par les instabilités.

En résumé, nous avons montré plusieurs nouvelles observations expérimentales d'instabilités plastiques dans un alliage de Mg et évalué leur influence sur le comportement mécanique de l'alliage dans un régime d'élasticité à petite échelle. En particulier, nous avons observé la formation et la propagation de bandes de déformation localisées sous tension d'éprouvettes standards et entaillées et sous chargement cyclique. La nucléation d'une bande de déformation sous tension est précédée d'une formation d'hétérogénéités de localisation des déformations élasto-plastiques en forme de langue. Lors de la nucléation, les bandes de déformation se propagent sur toute la largeur des spécimens, ce qui est suivi par l'élargissement de la bande avec une déformation supplémentaire. Sous chargement cyclique, la bande de déformation se forme en traction mais disparaît ensuite lors du déchargement et une nouvelle bande se forme dans une région différente sous compression. Une telle déformation inhomogène se répète pendant le chargement cyclique et affecte négativement la durée de vie en fatigue de l'alliage. Néanmoins, les instabilités plastiques dévient la zone plastique en avant de l'entaille du plan principal orthogonal au chargement appliqué induisant un effet positif sur la ténacité de l'alliage.

Les ensembles de données utilisés et/ou analysés au cours de l'étude en cours sont disponibles auprès de l'auteur correspondant sur demande raisonnable.

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Cette recherche a été parrainée par la US National Science Foundation dans le cadre de la subvention CAREER no. CMMI-1650641 et par le DEVCOM Army Research Laboratory en vertu de l'accord de coopération n° W911NF-21-2-0149.

Département de génie mécanique, Université du New Hampshire, Durham, NH, 03824, États-Unis

Evgenii Vasilev et Marko Knezevic

Centre national de recherche en ingénierie sur la formation de filets en alliage léger, Université Jiao Tong de Shanghai, Shanghai, 200240, Chine

Jie Wang et Gaoming Zhu

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Correspondance avec Marko Knezevic.

Les auteurs ne déclarent aucun intérêt concurrent.

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Réimpressions et autorisations

Vasilev, E., Wang, J., Zhu, G. et al. Influence des instabilités de bandes de déformation sur la production à petite échelle d'un alliage Mg – Nd révélée par corrélation d'images numériques in situ. Sci Rep 13, 5767 (2023). https://doi.org/10.1038/s41598-023-33072-8

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Reçu : 01 décembre 2022

Accepté : 06 avril 2023

Publié: 08 avril 2023

DOI : https://doi.org/10.1038/s41598-023-33072-8

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