Discussion et perspectives

Dans ce paragraphe, on commente les résultats expérimentaux et ceux fournis par le modèle. Tout d’abord, il apparaît qualitativement que le taux d’écrouissage sur les courbes expérimentales contrainte vraie/déformation vraie est plus important dans le cas du trajet de cisaillement que dans celui de traction. Dans le cas de l’acier DC05 en traction dynamique, un

(figure IV.16.), ce qui n’est pas le cas en cisaillement. En comparant les figures IV.20. et IV.44., on remarque que l’écart en contraintes entre les points à 5% et 10% de déformation macroscopique diminue progressivement avec la vitesse de déformation en traction (figure IV.20.), alors qu’elle reste quasi constante en cisaillement (figure IV.44.). Ces différences sont donc inhérentes au trajet de chargement. En examinant la figure IV.43., on note que le modèle décrit très bien le comportement en cisaillement à faibles vitesses de déformation, mais s’écarte légèrement de l’expérience pour une vitesse de déformation de 130s-1, notamment à grande déformation. La raison de cet écart est que les paramètres d’adoucissement thermique ont été identifiés sur les essais expérimentaux de traction et que les processus de localisation en déformation ne sont pas pris en compte dans la modélisation. Dans le cas de l’acier Dual-Phase, même si l’on ne dispose pas d’essais de cisaillement quasi-

statiques, on remarque sur les figures IV.46. et IV.47., que le modèle décrit bien le comportement en cisaillement pour une vitesse de déformation de 110s-1 dans la même gamme de déformation que dans le cas de la traction. En effet, les effets d’adoucissement sont moins marqués pour l’acier Dual-Phase par rapport à l’acier doux en traction (figures IV.31.

et IV.32.). En conclusion, le modèle actuel se limite donc aux petites déformations lorsque les effets d’adoucissement thermique ne sont pas encore trop importants. Ces effets d’adoucissement thermique sont liés aux phénomènes de localisation qui dépendent du trajet de déformation et de la vitesse de déformation. Pour l’acier DC05, une striction diffuse

apparaît en traction autour de 7% pour une vitesse de déformation de 100s-1 et modifie le coefficient d’écrouissage macroscopique, alors qu’en cisaillement à 130s-1, des phénomènes de localisation de la déformation apparaissent pour des déformations de l’ordre de 80 à 100% de déformation macroscopique. En guise de perspective à ce travail, une compréhension des phénomènes de localisation est nécessaire afin de prévoir le comportement dynamique des aciers pour plusieurs trajets de chargement monotones à grandes déformations.

Une autre perspective à ce travail est la prédiction du comportement pour des très grandes vitesses de déformation (supérieures à 500s-1). En cisaillement dynamique, les essais sur barres de Hopkinson sont réalisés à des vitesses de déformation supérieures à 1000s-1_{. Les}

points expérimentaux de la figure IV.44. montrent une augmentation très nette de la contrainte d’écoulement à partir de 1000s-1. D’après les données du chapitre II (figure II.3., paragraphe II.2.1.2.), une transition des mécanismes thermiquement activés à des mécanismes appelés phonon drag ou viscous drag est responsable de ce comportement à très grande vitesse de

thermoviscoplastique basée sur la théorie de l’activation thermique. Dans le chapitre II (paragraphe II.2.2.4.), on décrit comment s’effectue cette transition qui pourra être modélisée.

IV.5. Conclusion

Dans ce chapitre, les résultats numériques du nouveau modèle développé dans le chapitre III et du modèle de Paquin et al. (approches à variables internes) sont décrits dans le cadre de

la viscoélasticité linéaire (cas simple d’un matériau biphasé isotrope et incompressible) et dans le cadre de l’élastoviscoplasticité (cas des polycristaux métalliques cubiques à faces centrées et cubiques centrés). Dans le cas du matériau biphasé viscoélastique linéaire isotrope et incompressible, les différents résultats numériques des deux approches à variables internes,

concernant notamment le module effectif du composite et les tenseurs de localisation pour chaque phase dans l’espace de Laplace-Carson, mais également des courbes macroscopiques de traction, sont en accord avec le modèle de référence de Hashin-Rougier. L’accommodation intergranulaire, de nature viscoélastique, et les états asymptotiques du matériau sont bien captés par ces approches. Au contraire, le modèle de Kröner-Weng décrit mal l’état stationnaire viscoplastique pur du matériau. Dans le cas de polycristaux métalliques cubiques à faces centrées, sans écrouissage, et dont le comportement local est décrit par une loi puissance, les deux approches à variables internes ont été comparées au modèle affine de

Masson-Zaoui. Dans ce cas, les états asymptotiques élastiques et viscoplastiques atteints par les deux modèles sont cohérents avec ceux obtenus par le modèle de Masson-Zaoui. De plus, le régime transitoire décrit par le nouveau modèle est proche de celui donné par le modèle de Masson-Zaoui. Le modèle de Kröner-Weng surestime les contraintes et tend asymptotiquement vers la borne de Taylor en viscoplasticité. Les résultats numériques pour un métal polycristallin cubique centré sont qualitativement les mêmes. Les régimes transitoires obtenus par le nouveau modèle et le modèle de Paquin et al. ne sont pas les mêmes car les champs translatés et les opérateurs de projection choisis sont différents. La transition d’échelle, obtenue à l’aide du modèle de Paquin et al., a ensuite été appliquée au comportement dépendant de la vitesse de déformation pour différentes classes d’aciers pour emboutissage comme les aciers doux (aciers ferritiques), les aciers Dual-Phase (aciers ferrite-

martensite) et les aciers micro-alliés HSLA (aciers à précipités). Pour chaque acier, un jeu de

paramètres à caractère physique a été retenu prenant en compte leur microstructure initiale (taille de grains, précipités, solutés, densités de dislocations initiales). Pour les aciers doux, la

forte sensibilité à la vitesse de déformation en traction est bien décrite par le modèle jusqu’à une vitesse de déformation de 200s-1. Pour les aciers Dual-Phase, l’influence de la fraction

volumique de martensite est bien prise en compte, mais la morphologie de la martensite ainsi que les contraintes internes initiales (dues à la transformation de l’austénite en martensite) ne sont pas décrites du point de vue da la modélisation. Pour l’acier HSLA, les contraintes

internes intragranulaires et l’augmentation de la limite d’écoulement dues aux précipités sont bien décrites par le modèle. Le modèle a été également validé pour les aciers doux et Dual- Phase par rapport à des essais expérimentaux de cisaillement dans la même fenêtre de vitesses

de déformation qu’en traction (essais statiques, essais sur barres hydropneumatiques). Les phénomènes de localisation de la déformation, responsables d’un adoucissement aux grandes déformations, donnent des comportements différents selon que le trajet de déformation est en traction ou en cisaillement. Le modèle actuel, qui décrit les phénomènes d’adoucissement thermique en supposant une déformation homogène, devra tenir compte des phénomènes de localisation. Enfin, les essais de cisaillement à grande vitesse de déformation, réalisés sur barres de Hopkinson, dénotent une forte sensibilité à la vitesse de déformation. Les mécanismes à l’origine de ce constat expérimental tels que le phonon drag doivent également