Chapitre I : Synthèse bibliographique
I.4. Conclusion
Nous avons présenté une étude bibliographique sur les hétérogénéités intragranulaires. D’après cette étude, il ressort que la microstructure de dislocations introduit une anisotropie forte pour les polycristaux et elle apparaît comme un facteur essentiel pour une meilleure compréhension du comportement d’un matériau ayant subi notamment un chargement complexe. Cette microstructure est absente pour un matériau vierge ou recuit. Elle apparaît au début de la déformation plastique en faisant du grain, un milieu biphasé constitué d’une phase dure (paroi) de forte densité de dislocations et une phase molle (cellule) de faible densité de dislocations. Le milieu biphasé engendré est caractérisé par une forme et une orientation qui résultent d’un effet global du chargement sur le polycristal.
Lorsque la déformation plastique augmente, les dislocations se déplacent vers les parois en traversant les cellules. Il apparaît ici la notion d’écrouissage non local, la déformation plastique dans les cellules induisant un durcissement des parois voisines. Si deux dislocations sont très proches, elles commencent à s’annihiler du fait de leurs structures dipolaires. Ainsi, la saturation de la dislocation est assurée en combinant les mécanismes d’accumulation et d’annihilation. Si la déformation plastique continue à augmenter pour un trajet monotone, les parois de dislocations s’amincissent et la taille des cellules diminue. En cas de trajet de Bauschinger ou pour quelques trajets durs, la microstructure de dislocations se dissout pour en reformer une nouvelle ou bien elle est déstabilisée ce qui peut conduire à la formation d’une microbande de cisaillement. Celle-ci peut alors provoquer la localisation de la déformation plastique macroscopique (bande de cisaillement) et conduire à la ruine du matériau.
Dans le cas d’un chargement complexe et en utilisant des lois d’écrouissages simples (les première, deuxième et quatrième lois), le modèle n’arrive pas à prédire l’écrouissage du deuxième chargement et ceci, malgré un taux de prédéformation faible (3 %). Certes, en
D’après cet exemple, on voit l’intérêt de développer une approche qui permette de traduire ce qui ce passe durant la déformation plastique d’une façon plus réaliste en tenant compte de l’hétérogénéité intragranulaire.
La microstructure de dislocations paraît donc importante pour toute modélisation du comportement mécanique des matériaux métalliques. Il semble alors pertinent de choisir comme échelle de départ, non plus le grain, mais cette microstructure. Les approches d’homogénéisation comme le modèle autocohèrent permettent de reproduire un grand nombre de résultats expérimentaux (texture, contraintes internes, anisotropie plastique, écrouissage monotone). Ce dernier tient compte, de manière simplifiée, de la microstructure de dislocations d’une façon phénoménologique à travers la matrice d’écrouissage [Paquin et al.
01]. Ainsi, il n’est pas capable de décrire, d’une façon plus réaliste, les mécanismes de la
déformation plastique et il ignore tout effet explicite d’ordre 3 (au niveau de la microstructure de dislocations). Par conséquent, ce modèle reste faible dans le cas des trajets complexes. Il apparaît nécessaire de décrire de manière plus physique (et donc moins phénoménologique) la transition micro-mésoscopique.
Un des objectifs de cette thèse est de développer une loi de comportement monocristalline qui soit capable de prendre en compte les phénomènes qui ont lieu au niveau du grain et de développer un outil de transition d’échelles pertinent dans le but de prédire un comportement macroscopique réaliste en tenant compte des phénomènes d’interactions entre les grains. Dans le cadre de ce travail, deux axes d’amélioration des approches d’homogénéisation peuvent se dégager :
1) La première amélioration consiste à considérer, en première approximation, le grain comme un matériau biphasé constitué d’une phase dure (les parois) et d’une phase molle (l’intérieure des cellules). Les interactions cellules-parois sont alors prises en compte au travers d’une matrice d’écrouissage non local du fait des différents phénomènes physiques décrits précédemment. De plus, la topologie (forme, orientation) des cellules pourra alors être prise en considération de manière explicite. Le comportement du grain (au travers d’une transition micro-méso) sera alors déterminé par une approche micromécanique à définir (Kröner, Mori-Tanaka, autocohérente) en fonction de la problématique.
2) Les approches qui utilisent comme variable la densité de dislocations [Peeters et al.
02, Estrin et al. 98] permettent de modéliser très finement les phénomènes physiques
de la déformation en prenant en compte la description et l’organisation des dislocations. Les résultats donnés par ce type d’approche sont en bon accord avec ceux de l’expérience. Ce type de lois peut être pris en compte dans des approches à champs moyens comme le modèle autocohérent par une réécriture des lois d’écrouissage au niveau du grain.
Une confrontation ou une utilisation conjointe de ces deux types d’approches serait intéressante pour mieux appréhender et modéliser les mécanismes de déformation présents au sein du matériau. Ceci va amener une étude comparative des modèles de comportement en déterminant les limites de chacun et les adaptations à effectuer.
L’utilisation des modèles de transition d’échelles micro-macro ouvre de nouvelles perspectives pour l’optimisation de la mise en forme des matériaux par la prédiction de leur comportement sous sollicitation. Notre démarche s’appuiera sur l’utilisation combinée et complémentaire de la diffraction des rayons X et des modèles de transition d’échelles couplée à des essais mécaniques pour des trajets de chargement complexe. La diffraction des rayons X permettra de déterminer l’évolution des contraintes résiduelles en fonction du taux de
déformation et donc d’avoir des informations indirectes sur les mécanismes de déformation à l’échelle du volume diffractant. Elle agréera également la validité des simulations numériques et permettra de déterminer les différents paramètres de calculs (scissions critiques, matrice d’écrouissage…). En retour, les simulations permettront d’expliquer et d’interpréter les résultats expérimentaux obtenus. Ces derniers aideront à mettre en évidence l’anisotropie plastique et l’influence de la microstructure de dislocations sur des alliages CFC lors de chargements de type Bauschinger.