Carte de déformation

Aux vues de l’état de l’art et de la discussion présentée ci-dessus, de nombreux enseignements peuvent être tirés afin d’identifier les issues critiques nécessitant un effort de modélisation. Afin d’établir une première carte des mécanismes de déformation, qui sera évaluée dans ce travail de thèse, rappelons brièvement les informations et discussions présentés ci-dessus.

Dans les matériaux conventionnels la déformation plastique s’opère par le glissement de dislocations sur les systèmes de glissement actifs et leurs interactions avec les dislocations stockées et les joints de grains, qui jouent alors un rôle passif de barrière au mouvement des dislocations.

Une diminution de la taille de grain vers le domaine UF et NC engendre un changement du rôle des joints de grains et lignes triples qui peuvent alors émettre des dislocations dans les cœurs de grains. Ceci est résulte du fait que la densité de dislocation stockées diminue et que l’excès volumique des joints de grains est plus conséquent. Trois type de sources intergranulaires ont été identifiées : (1) les joints de grains à faibles angles d’inclinaison, (2) les joints de grains à grands angles d’inclinaison, dont la modélisation s’opère préférentiellement par le biais de dipôle de désinclinaisons et, (3) les « ledges ». En se basant sur les mesures expérimentales sur les distributions des types de joints de grains (Kumar et al. 2003; Iwasaki et al. 2004), nous pouvons dès à présent conclure que les joints de grains à faible degré d’inclinaison constituent une source de dislocations négligeable.

Le mécanisme d’émission de dislocations bien qu’introduit théoriquement il y a plus de 50 ans est toujours au cœur du débat et nécessite le développement d’un modèle permettant de décrire son effet à l’échelle macroscopique.

Bien que l’effet des macles n’ait pas été détaillé ci-dessus, leur présence et leurs effets sont eux aussi sujets à débats. Notamment les simulations de DM sur de polycristaux d’Al de 45 nm de taille de grains qui révèlent l’activité de macles dans les matériaux NC. Cependant, et bien que la présence de macles soit souvent observée dans les échantillons (Kumar et al. 2003), les résultats de DM doivent être analysés avec le plus grand soin. Tout d’abord, le maclage est typiquement observé à de très forts taux de déformations et demeure négligeable dans les matériaux à haute énergies des défauts d’empilement tel que l’Aluminium (Karaman et al. 2000). Ainsi, les résultats de DM pourraient ne pas être représentatifs dans le régime quasi statique. De plus, il fut récemment démontré que l’activité des macles peut résulter de simplifications géométriques de modélisation. En effet, les simulation 2-D columnaires révèlent la création et le mouvement de macles alors que les modélisation 3-D ne prédisent l’activité des macles uniquement dans le cas où ces dernières sont introduites initialement dans le modèle (Froseth et al. 2004).

Les mécanismes de diffusion de lacunes ont été et sont encore sujets à discussions. En effet de nombreuses expériences de fluage à température ambiante ont reporté des taux de fluages proches de ceux

prédits par l’équation du fluage de Coble. Toutefois, il fut aussi suggéré que les taux de déformation en fluage reportés soient dus à un endommagement prématuré du matériau engendré par la présence de fissures dans les échantillons. Notons aussi que le modèle de Kim et al. (Kim et al., 2000) démonte que la contribution du mécanisme de fluage de Nabarro Herring est négligeable par rapport à celle du fluage de Coble.

Enfin, lorsque la taille de grain est inférieure à 10 nm, l’activité des dislocations devient nulle et les mécanismes de mouvement de corps solide des grains par glissement des joints de grain et rotation, qui furent observé expérimentalement, sont supposés avoir une grande influence sur le comportement plastique.

Rappelons que ces mécanismes sont connus dans le cas de la superplasticité. Il pourrait donc exister un parallèle intéressant entre superplasticité et phénomènes de « confinements » dus aux très petites tailles de grains. Le débat subsiste encore quant à la possible accommodation des mouvements de corps solide des grains par des mécanismes de diffusion. Rappelons pour l’exemple la discorde entre les simulations de DM de Van Swygenhoven et al. (Van Swygenhoven et al. 1997) qui suggèrent une accommodation par diffusion de lacunes et les résultats expérimentaux de Kumar qui observa la création et croissance de fissures aux lignes triples suite au glissement des joints de grains (Kumar et al. 2003).

Ainsi il est désormais possible d’établir une première carte des mécanismes de déformation (voir Figure III-2). Nous investiguerons donc l’effet de la diffusion de lacunes au travers des joints de grains, l’effet du glissement des joints de grains et enfin nous proposerons une modélisation de l’effet de l’émission de dislocations par les joints de grains et une possibilité d'extension de ce modèle dans le cadre des développements de plasticité cristalline.

Figure III-2: Carte de déformation

Critaux: Activité des dislocations -stockage

- anihilation

Joints de grain s et lignes triples:

Rôle de barrière Cristaux:

Activité des dislocations décroissantes

Mouvements de corps solide ?

Joints de grains et lignes triples: Diffusion de lacunes ? Emission de dislocations ? Cristaux: Mouvements de corps solide

Joint de grains et lignes triples: Diffusion de lacunes ?

Taille de grain

~50 nm ~10 nm

Réferences partielles:

Derlet, P. M. and H. Van Swygenhoven (2002). "length scale effects in the simulation of deformation properties of nanocrystalline metals." Scripta materialia 47: 719-724.

Froseth, A., H. Van Swygenhoven, et al. (2004). "The influence of twins on the mechanical properties of nc-Al." Acta materialia 52: 2259-2268.

Iwasaki, H., K. Higashi, et al. (2004). "Tensile deformation and microstructure of a nanocrystalline Ni-W alloy produced by electrodeposition." Scripta materialia 50: 395-399.

Karaman, I., H. Sehitoglu, et al. (2000). "Modeling the deformation behavior of Hadfield steel single and polycrystals due to twinning and slip." Acta materialia 48: 2031-2047.

Ke, M., S. A. Hackney, et al. (1995). "Observations and measurement of grain rotation and plastic strain in nanostructured metal thin films." Nanostructured materials 5: 689-697.

Kumar, K. S., S. Suresh, et al. (2003). "Deformation of electrodeposited nanocrystalline nickel." Acta materialia 51:

387-405.

Qin, W., Z. Chen, et al. (1999a). "Dislocation pileups in nanocrusyalline materials." Journal of alloys and compounds

289: 285-288.

Qin, W., Z. H. Chen, et al. (1999b). "Crystal lattice expansion of nanocrystalline materials." Journal of Alloys and Compounds 292: 230-232.

Qin, W., Y. W. Du, et al. (2002). "Dislocation stability and configuration in the crystallites of nanocrystalline materials." Journal of alloys and compounds 337: 168-171.

Van Petegem, F. Dalla Torre, et al. (2003). "Free volume in nanostructured Ni." Scripta materialia 48: 17-22.

Van Swygenhoven, H. and A. Caro (1997). "Molecular dynamics computer simulation of nanophase Ni: structure and mechanical properties." Nanostructured materials 9: 669-672.