2.4 Introduction de l’énergie de misfit et des forces de rappel
2.4.3 Configuration équilibrée des cœurs de dislocations planaires . 76
η
12)dv (2.42)
CommeT
12=T
21et ˙ε
p12∗= ˙ε
p21∗, après réécriture de l’équation 2.42 en utilisant la
relation2.41, nous aboutissons finalement à :
D=
Z
V(T
12U˙
12p− 1
d
∂γ
12∂η
12η˙
12)dv=
Z
V(T
12+∂γ
12∂η
12) ˙U
p 12dv (2.43)
Pour satisfaire la positivité de la dissipation, les équations d’évolution 2.22 et
2.24 doivent être modifiées et elles prennent les nouvelles formes respectives :
˙
p12
= 1
2α
13(T
12+
∂γ12 ∂η12)α
13B
α+ ˙γ
p∗T
12+
∂γ12 ∂η12T
∗(2.44)
˙
α
13=−(α
13(T
12+
∂γ12 ∂η12)α
13B
α+ ˙γ
p∗T
12+
∂γ12 ∂η12T
∗)
,1(2.45)
Les deux équations ci-dessus montrent clairement que la contrainte de
cisaille-mentT
12qui contrôle le glissement des dislocations est maintenant compensée par
une force de rappel T
R12
=
∂γ12∂η12
.
2.4.3 Configuration équilibrée des cœurs de dislocations
pla-naires
Le modèle qui contient maintenant une contrainte de rappel est appliqué à
l’auto-relaxation de deux distributions initiales de dislocations coins arbitraires. La
pre-mière distribution présente un cœur compact, le même que celui utilisé lors de la
section2.3.3et représentée par la courbe bleue de la figure2.2−(a). La seconde
dis-location a un cœur très diffus représentée par la courbe rouge de la figure2.2−(a).
Pendant le processus de relaxation, nous observons l’étalement du cœur de la
dis-location coin compacte. Cela se produit parce que la contrainte de cisaillement T
12induite par cette dislocation est plus grande que sa contrainte de rappelT
R12
.
Inver-sement, la distribution diffuse devient compacte car sa contrainte de cisaillement
suffisant et à un point où les contraintes de cisaillements et de rappels s’annihilent
mutuellement le long du plan de glissement, les deux distributions convergent vers
la même structure de cœur équilibrée représentée par la courbe noire sur la figure
2.2−(a).
Figure 2.2 – (a) : Densités de dislocations coins α
S13. La courbe bleue est la
dis-tribution du cœur de la dislocation coin initialement compacte(amplitude divisée
par 30), la courbe rouge la distribution du cœur de la dislocation coin initialement
diffuse (amplitude multipliée par 5) et la courbe noire la structure équilibrée
obte-nue après relaxation des deux distributions initiales. (b) : Évolution dans le temps
des énergies de cœur de la dislocation compacte (bleue) et diffuse (rouge). D’après
[Gbemou,2016].
L’équilibre est mis en évidence sur la figure 2.3−(b) où les courbes de contrainte
de cisaillement et de contrainte de rappel se compensent parfaitement. La structure
de cœur de la dislocation planaire proposée par Peierls-Nabarro est une solution
élasto-statique qui dérive de l’équation 2.34. Cette équation ne garantit pas que
cette solution peut être obtenue à travers un processus dynamique et dissipatif.
Ce-pendant, il est remarquable de noter que lors du processus de relaxation, le transport
des deux densités de dislocations coins choisies arbitrairement conduit à la solution
de Peierls-Nabarro. L’évolution dans le temps des énergies de cœur de ces deux
dislocations est représentée sur la figure2.2−(b). On voit que la solution de
Peierls-Nabarro est actuellement une solution d’énergie minimale. On note de nouveau que
le terme source ˙
p∗n’a aucune influence sur le processus de relaxation car la
mobi-lité des densités de dislocations coins α
13V
α131
est suffisante pour relaxer totalement
l’énergie interne.
Figure 2.3 – Structure relaxée du cœur des dislocations coins obtenue en utilisant
le potentiel sinusoïdal de Peierls. (a) : la courbe bleue est la densité de dislocation
α
S13. La solution de Pierls-Nabarro est tracée en pointillée violet. La courbe rouge
est la discontinuité de déplacement élastiqueη
12, la courbe en pointillée verte est la
solution de Peierls-Nabarro. (b) : Contraintes dans le plan de glissement. La courbe
bleue est la contrainte de cisaillementT
12, la solution de Peierls-Nabarro est tracée
en pointillée violet. La courbe rouge est la contrainte de rappel T
R12
, La courbe en
pointillée verte est la solution de Peielrs-Nabarro. D’après [Gbemou,2016].
2.5 Energies de fautes d’empilement généralisées
Afin de rendre notre modèle plus réaliste, nous remplaçons le potentiel
phé-noménologique de Peierls-Nabarro par des énergies de fautes d’empilement
géné-ralisées. Cette fois ci, ce n’est plus un potentiel unidimensionnel que nous
intro-duisons mais une énergie bidimensionnelle qui fournit la résistance de cisaillement
du cristal dans toutes les directions d’un plan de glissement donné. Les énergies
de fautes d’empilement généralisées peuvent être obtenues pour de nombreux
cris-taux à partir des simulations atomistiques. Dans le cas de notre étude, ces énergies
ont été calculées dans le plan basal et dans le plan prismatique type 1 du titane
et du zirconium [Poty,2011]. L’énergie de faute d’empilement dans le plan basal
est obtenue par calcul ab-initio à partir du logiciel VASP [Vasp,2016] tandis que
celle dans le plan prismatique type 1 est obtenue par simulation de dynamique
moléculaire. Le détail des simulations atomistiques est fournit en annexes. Un
dé-veloppement en série de Fourier est effectué avec les valeurs discrètes qui dérivent
des calculs atomistiques pour fournir une approximation analytique de ces énergies
[Shen,2004, Wang,2004, Schoeck,2012] pouvant être incorporer dans notre modèle
coin/vis. Les discontinuités de déplacement élastique sont les variables des séries
de Fourier. En désignant par η
ala discontinuité de déplacement élastique le long
de la direction <11−20> du vecteur de Burgers à la fois dans le plan basal et
dans le plan prismatique type 1 et par η
bla discontinuité de déplacement élastique
suivant les directions <1−100> et <0011> dans le plan basal et dans le plan
prismatique type 1 respectivement, l’approximation analytique donnée par la série
de Fourier prend la forme [Poty,2011] :
γ(η
a, η
b) = X
nX
mA
nmcos(2πnη
aT
1)cos(
2πmη
bT
2) +B
nmcos(
2πnη
aT
1)sin(
2πmη
bT
2)
+ C
nmsin(2πnη
aT
1)cos(
2πmη
bT
2) +D
nmsin(
2πnη
aT
1)sin(
2πmη
bT
2)
Les coefficients A
nmet B
nmde cette relation sont donnés dans le tableau 2.1
ci-dessous. Les coefficientsC
nmet D
nmsont négligeables.
n m A
nmT i(b)B
nmT i(b)A
nmT i(p)A
nmZr(b)B
nmZr(b)A
nmZr(p)0 0 379 554.55 301.09 557.71
0 1 −351.05 −336.93
0 2 −109.35 −40.77 −56.29 −101.53 −74.90 −52.40
0 3 7.17 21.15
0 4 −5.68 9.71 3.15
1 0 103.41 135.19
1 1 −210.34 76.20 −79.79 −195.16 142.55 −70.80
1 2 −105.76 −155.75
1 3 −34.35 −23.36 −13.12 −23.28
1 4 −12.62
1 5 4.40 −9.07 −6.26 −7.00
2 0 −15.68 −25.30 −5.02 −45.12
2 2 −10.37 −20.94 3.03
2 3 −9.31
2 4 8.77 6.27
3 1 4.08 8.38 3.83 5.43
3 3 −4.44 4.95 3.87
Table2.1 – Coefficients de la série de Fourier (mJ/m
2) obtenus pour les énergies de
fautes d’empilement généralisées dans le plan basal (b) et dans le plan prismatique
(b) du T i/Zr.
Dans le plan basal, les amplitudes des vecteurs de Burgers suivant les directions
T
1=<11−20> et T
2=<1−100 > sont respectivement égales à 0.29338nm ,
0.50816nm pour le titane et 0.32293nm , 0.55933nm pour le Zirconium. Pour
le cas du plan prismatique type-1, les amplitudes des vecteurs de Burgers suivant
les directionsT
1=<11−20>etT
2=<0001>sont respectivement équivalentes à
0.29472nm , 0.46991nm pour le titane et 0.32323nm , 0.51717nm pour le
zirco-nium.
Dans le document
Modélisation de l’interaction des coeurs de dislocations et des joints de grains
(Page 99-103)