Évènements plastiques subséquents

Suite à la formation de la première dislocation depuis un défaut de surface ou d’inter-face, d’autres événements plastiques se produisent généralement. De même que pour le premier évènement de nucléation, le franchissement d’une barrière d’énergie peut être en jeu. Si la première dislocation est une partielle, deux mécanismes sont en compétition : la formation d’une partielle de queue, venant effacer le défaut d’empilement de la première dislocation ; et la formation d’une autre partielle dans un plan de glissement adjacent,

1Dans l’aluminium, la plus petite célérité d’une onde acoustique dans la direction de propagation d’une

Fig. I.10 – Mécanismes associés à la formation d’une partielle de tête (ligne continue) ; d’une partielle de queue (tirets) ; et d’une seconde partielle de tête dans un plan de glissement adjacent, menant à la formation d’une macle (point-tirets), depuis un front de fissure dans l’aluminium. Les valeurs d’énergie des points II’ et IV vont influer sur le mécanisme qui sera activé suite à la formation d’une première partielle : maclage ou formation de la partielle de queue (tiré de [Tadmor et Hai 2003]).

I.4 Évolution du système après nucléation

Fig. I.11 – Observation de micro-macles se formant depuis des joints de grains dans de l’alu-minium polycristallin [Chen et al. 2003].

menant au maclage. Tadmor et al., en se basant sur le modèle de Peierls, ont défini des critères pour l’activation de l’un ou l’autre mécanisme [Tadmor et Hai 2003] (Fig. I.10). Néanmoins ces auteurs précisent qu’avec une telle approche, il est difficile d’établir un critère pour le maclage ; de plus certains facteurs, tels que la température ou la vitesse de déformation, ont été ignorés dans leur modèle, et peuvent jouer un rôle non négligeable sur les barrières d’énergie. Dans notre cas, la dynamique moléculaire permettant d’obser-ver ces différents événements plastiques, au cours de notre étude s’est posée la question du mécanisme qui se trouvait favorisé.

Des observations au microscope électronique à transmission (MET) indiquent l’exis-tence de macles et de propagation de fissures dans une hétérostructure [Wu et Weatherly 2001] (Fig. I.4). Les auteurs soulignent que le fait que les macles pénètrent l’interface peut être expliqué par l’équilibre entre les forces associées à la différence des paramètres de mailles, la surface libre, et l’énergie du défaut d’empilement ou de la macle. L’énergie de défaut d’empilement étant relativement élevée dans l’aluminium, il est souvent supposé que la formation de dislocations parfaites, minimisant l’étendue des défauts d’empilement, est énergétiquement plus favorable que la formation de macles. Cependant, des observations en MET ont aussi révélé que la formation de partielles et de macles depuis les joints de

grains est possible dans l’aluminium [Chen et al. 2003] (Fig.I.11). Les auteurs ont observé que plus les grains étaient de petite taille, et plus la formation de macles était probable.

Un mécanisme pour la formation de macles a été proposé par Pirouz [Pirouz et Ning 1995]. La nucléation d’une première dislocation partielle laisse une marche en surface qui est, comme on l’a vu précédemment, un site privilégié pour la nucléation, et permet donc la formation d’autres dislocations partielles dans les plans de glissement adjacents. La macle peut ainsi s’étendre tant que la contrainte est suffisante. À l’intérieur de la macle, le cristal retrouve sa structure d’origine, de sorte que la croissance de la macle ne coûte pas d’énergie au système ; son énergie est celle du défaut empilement associé à la première dislocation partielle.

I.5 Conclusions

La problématique de la nucléation dans un matériau sous contrainte est celle du fran-chissement d’une barrière d’énergie, qui résulte de la compétition entre la force image attirant la dislocation en surface, et la force qui tend à relaxer la contrainte dans le ma-tériau. Cette barrière d’énergie est caractérisée par des paramètres d’activation, qui sont dits intrinsèques car ils dépendent uniquement de la contrainte appliquée : un rayon cri-tique de dislocation, une énergie et un volume d’activation. Pour caractériser le processus de nucléation, il importe donc de déterminer quantitativement ces paramètres.

D’autres paramètres associés à la nucléation, comme la fréquence ou la contrainte de nucléation, peuvent être considérés comme extrinsèques, car ils peuvent dépendre d’autres facteurs extérieurs comme la température ou la vitesse de déformation. Ainsi, les rôles joués par ces différents facteurs seront à déterminer dans notre étude.

l’élas-I.5 Conclusions

ticité permet d’établir des modèles analytiques, fournissant les paramètres d’activation la barrière d’énergie et leur évolution en fonction de la contrainte. Cependant, les mo-dèles élastiques existant présupposent la nature de l’événement de nucléation (vecteur de Burgers, forme de la boucle), et ne prennent pas en compte le cœur des dislocations. L’apport complémentaire de simulations à l’échelle atomique s’avère donc indispensable. Ces simulations, statiques (relaxation, NEB) ou en dynamique moléculaire, apparaissent comme des méthodes de choix pour la caractérisation précise de l’événement de nucléation.

Un autre avantage des simulations en dynamique moléculaire est la possibilité d’ac-céder à l’évolution du système après nucléation. Nous pourrons ainsi vérifier si les dis-locations prennent plutôt des formes circulaires ou elliptiques, obtenir des informations sur les vitesses des différents segments des boucles de dislocation, et savoir si ces vitesses dépendent ou non de la température. Nous pourrons également observer quel type de mé-canisme est privilégié dans l’aluminium : la formation de partielles, de parfaites dissociées ou non, la formation de macles...

Dans le Chapitre suivant, nous présenterons différentes méthodes utilisées dans ce tra-vail, permettant l’étude de la nucléation à l’échelle atomique, ainsi que les caractéristiques du modèle d’étude que nous avons choisi.

Chapitre II