Nous n’avons pr´esent´e ici que les mod`eles les plus utilis´es dans un ordre croissant de difficult´e
au niveau du formalisme math´ematique et de l’utilisation. Les mod`eles des volumes libres et d’Argon
consid`erent des d´eformations ponctuelles au sens temporel (soit par saut atomique, soit par cisaillement
de d´efauts), contrairement `a Perez qui consid`ere qu’il faut un certain temps de r´eorganisation avant
d’ouvrir la voie d’une mobilit´e significative.
Le mod`ele d´evelopp´e par Spaepen a un avantage non n´egligeable sur les deux autres : la simplicit´e.
Il a cependant de nombreux d´efauts dont le plus important est la d´efinition de la concentration en
d´efaut qui manque de stabilit´e et varie tr`es fortement au moindre changement de volume libre. De
plus, il est difficile de donner un sens physique aux valeurs d´eduites du mod`ele. On trouve typiquement
des valeurs d’´energies d’activation apparentes de l’ordre de 4-5 eV (voir [Reger-Leonhard et al., 2000;
Bl´etry, 2004] dans le cas de verres base Zr) ce qui reste difficilement interpr´etable. De plus, on trouve
des valeurs de concentration en d´efauts d’´ecoulement (Cf) de l’ordre de 10−10 `a 10−13 ([Bl´etry, 2004;
Wenet al., 2003; Danielet al., 2002]) tr`es inf´erieures aux concentrations en lacunes observ´ees dans des
mat´eriaux cristallins lorsque les m´ecanismes de fluage diffusionnels sont impliqu´es. Enfin, il ne d´ecrit
que la composante viscoplastique de la d´eformation, bien que Bl´etry ([Bl´etry, 2004]) ait r´eussi `a impl´
e-menter le mod`ele avec une composante ´elastique.
Le mod`ele d´evelopp´e par Argon, du fait de sa plus grande complexit´e, n’a ´et´e que peu utilis´e pour
mod´eliser le comportement m´ecanique des verres m´etalliques. Cependant, il permet de mod´eliser la
d´eformation visco´elastique et de comprendre l’existence d’une r´epartition des ´energies d’activation lors
des m´ecanismes de d´eformation. Le point qui a empˆech´e son d´eveloppement dans le cadre de la mod´
e-lisation d’essais m´ecaniques est, `a notre avis, le manque de connaissance du param`etre α (I.21).
Le mod`ele des DQP, quant `a lui, permet d’expliquer une grande partie des ph´enom`enes de d´
efor-mation et est, en particulier, tr`es performant au niveau de la d´eformation visco´elastique (r´egime
li-n´eaire). Il repose cependant sur un grand nombre de param`etres ajustables dont les valeurs sont
diffi-cilement interpr´etables, en particulier pour ce qui est de la mod´elisation des grandes d´eformations.
On comprend ais´ement que les mod`eles d’Argon et de Spaepen ont ´et´e d´evelopp´es pour rendre
compte du comportement m´ecanique des verres m´etalliques massifs avec leur vision purement
”ato-mique” de la d´eformation mais ils ne donnent certainement pas tout leur potentiel si ils sont appliqu´es `a
des polym`eres. A l’inverse, le mod`ele de DQP a ´et´e cr´ee pour mod´eliser le comportement de mat´eriaux
polym`eres et il est donc plus compliqu´e.
On note ´egalement que le point d´elicat dans les mod`eles d’Argon et des volumes libres touche `a la
d´efinition des d´efauts d’´ecoulement. Le mod`ele des volumes libre pr´esente une concentration en d´efauts
manquant de stabilit´e et le mod`ele d’Argon n’a pas de concentration en d´efauts clairement d´efinie.
C’est certainement sur cette notion de d´efauts d’´ecoulement que des am´eliorations des mod`eles sont
possibles.
6. Bilan
6 Bilan
Ce chapitre bibliographique nous a permis de passer en revue certaines caract´eristiques des verres
m´etalliques massifs et en particulier leurs propri´et´es m´ecaniques. Plusieurs points sont `a souligner :
– Les verres m´etalliques massifs sont des mat´eriaux m´etalliques amorphes, ce qui n’est pas
courant car ils sont loin de l’´equilibre thermodynamique et n’ont donc pas tendance `a exister
naturellement. On distingue cependant deux zones caract´eristiques d´elimit´ees par la transition
vitreuse : au dessus de Tg, l’´equilibre thermodynamique est partiel et l’on parle d’´equilibre
m´etastable alors qu’en dessous de Tg, le verre est hors ´equilibre thermodynamique. Cette
distinction est fondamentale car elle a une influence tr`es forte sur les propri´et´es de l’amorphe
(typiquement sur la diffusion) et car elle permet d’expliquer des ph´enom`enes de retour `a
l’´equilibre (relaxation structurale) qui existent pour des temp´eratures inf´erieures `a Tg.
– La cristallisation des verres m´etalliques est complexe et de nombreux cristaux de natures
diff´erentes et de taille g´en´eralement nanom´etrique sont form´es. La mesure d’une fraction de
cristaux au cours de la cristallisation reste un probl`eme non r´esolu et les auteurs se contentent
en g´en´eral de mesurer l’´evolution d’une propri´et´e physique pour en d´eduire un taux de
transformation.
– Le comportement m´ecanique d´epend fortement de la temp´erature `a laquelle on se place.
A des temp´eratures inf´erieures `a la transition vitreuse, les verres m´etalliques pr´esentent une
limite ´elastique, une d´eformation ´elastique et une duret´e sup´erieures `a celles des alliages
cristallins correspondants. Leur comportement macroscopique est fragile alors que des signes
de plasticit´e apparaissent souvent au niveau du faci`es de rupture. La cristallisation modifie peu
ces conclusions tant que la fraction de cristaux est faible ; pour des fractions cristallines plus
importantes, la fragilit´e du mat´eriau semble s’accentuer.
A des temp´eratures sup´erieures ou de l’ordre de Tg, la d´eformation devient homog`ene et on
peut atteindre des taux de d´eformation tr`es importants en traction et en compression. Deux
r´egimes de d´eformation sont observ´es : Newtonien `a faible vitesse de d´eformation et haute
tem-p´erature ; Non Newtonien (Rh´eofluidifiant) `a forte vitesse de d´eformation et faible temp´erature.
L’influence de la temp´erature sur les viscosit´es d’´ecoulement est tr`es importante. L’influence de
la cristallisation a ´et´e peu ´etudi´ee mais il semble qu’elle puisse augmenter fortement la viscosit´e.
– Trois mod`eles de d´eformation ont ´et´e pr´esent´es. Le mod`ele des volumes libres qui consid`ere un
m´ecanisme de type monoatomique o`u la d´eformation est provoqu´ee par des sauts atomiques
dans des cavit´es de tailles suffisantes. Le mod`ele d’Argon dans lequel la d´eformation est
provoqu´ee par des zones qui se cisaillent (le formalisme math´ematique est similaire `a celui du
mod`ele des volumes libres mais ce dernier permet de mod´eliser la d´eformation visco´elastique).
Ces deux premiers mod`eles sont principalement limit´es par leurs d´efinition des concentration en
d´efauts d’´ecoulement. Le troisi`eme mod`ele est celui des d´efauts quasi ponctuels qui consid`ere
le cisaillement de zones (micro-domaines cisaill´es). Ce mod`ele est proche de celui d’Argon mis
`
a part qu’il suppose une hi´erarchisation des mouvements aboutissant au cisaillement, ce qui le
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rend plus complexe.
Cas particulier du Vitreloy 1 :
La suite de cette th`ese sera focalis´ee sur une nuance base Zr de verre m´etallique : le Vitreloy 1. Le
comportement m´ecanique et physique de cet amorphe est similaire `a celui des autres nuances existantes
et c’est pour cela qu’il n’y a pas de partie sp´ecifique sur ce verre dans ce chapitre bibliographique.
Par contre, sa cristallisation est particuli`ere et c’est la raison pour laquelle elle a ´et´e trait´ee plus en
d´etails dans la partie 3. On a vu en particulier que la cristallisation du vit1 se faisait en plusieurs
´etapes et qu’il ´etait g´en´eralement admis qu’une d´ecomposition se produisait dans les premi`eres phases
de cette cristallisation. L’´etat cristallis´e est particuli`erement complexe avec de nombreux cristaux de
natures diff´erentes et de tailles nanom´etriques (typiquement inf´erieure `a 50nm).
Deuxi`eme partie
1. Stabilit´e thermique
Dans ce chapitre nous allons aborder la cristallisation du vitreloy 1 dans le but de voir l’influence
d’une cristallisation partielle sur le comportement m´ecanique du verre m´etallique. Ce chapitre se d´
e-coupera en plusieurs parties :
– Stabilit´e thermique : Nous ´etudions dans cette partie l’´etat amorphe puis nous effectuons une
´etude de la cristallisation par DSC pour d´egager les param`etres influents.
– Microstructure form´ee : Bien que fortement analys´ee dans le cas du vit1, une ´etude de la
micro-structure sera pr´esent´ee, ce qui permettra de mettre en avant certains ´el´ements originaux.
– Mesure de la fraction cristallis´ee : Diff´erentes approches (directe ou indirecte) sont envisag´ees
pour mesurer la fraction de cristaux dans la matrice amorphe apr`es une cristallisation partielle.
– Cristallisation `a deux temp´eratures suppl´ementaires : L’essentiel de ce travail porte sur la
cristal-lisation partielle `a une temp´erature de 410˚C. Il est cependant important d’avoir d’autres points
de mesures pour quantifier l’influence de la temp´erature de cristallisation.
1 Stabilit´e thermique
Cette partie a pour but d’introduire le verre m´etallique massif utilis´e, de caract´eriser son ´etat initial
et de mesurer sa stabilit´e thermique au travers de mesures de DSC.
Dans le document
Comportement mécanique des verres métalliques massifs - Effet d'une cristallisation partielle
(Page 50-56)