Limites des principaux mod` eles existants

2.1.1.1 Mod`ele des volumes libres

Le mod`ele des volumes libres se caract´erise par l’utilisation d’un m´ecanisme monoatomique pour

mod´eliser la d´eformation. Un atome saute dans un trou de taille suffisamment grande (d´efaut d’´

ecoule-ment ou ”flow defect”) et un sens est privil´egi´e dans le saut au travers de la contrainte de cisaillement,

aboutissant `a une loi de d´eformation de la forme :

˙

γ_visco = exp

−^γv

∗

vf

2νexp

−^∆G

m

kT

sinh

τΩ

2kT

(IV.4)

o`u le termeC_f = exp

−^γv_v

^∗ f

correspond `a la concentration en d´efauts d’´ecoulement qui d´epend de la

temp´erature et de la vitesse de d´eformation. On peut remarquer que la d´eformation mod´elis´ee est une

d´eformation purement viscoplastique.

Le mod`ele des volumes libres pr´esente certaines limitations :

– Le probl`eme qui montre le plus les limitations du mod`ele des volumes libres est la d´efinition

de la concentration en d´efauts d’´ecoulement (C_f) pour laquelle on trouve g´en´eralement des

va-92

2.1. R´eflexion sur les mod`eles existants

leurs de l’ordre de 10⁻¹⁰ `a 10⁻¹³ ([Bl´etry, 2004; Wen et al., 2003; Daniel et al., 2002]), ce qui

est tr`es inf´erieur aux concentrations en lacunes observ´ees dans des mat´eriaux cristallins lorsque

les m´ecanismes de fluage par diffusion sont impliqu´es. Le calcul de la concentration en d´efauts

d’´ecoulement pose probl`eme parce que c’est un terme en exponentiel qui est donc tr`es sensible

`

a la moindre variation de volumes libres dans l’alliage. On trouve ´egalement typiquement des

valeurs d’´energies d’activation apparentes de l’ordre de 4-5 eV (voir [Reger-Leonhardet al., 2000;

Bl´etry, 2004] dans le cas de verres base Zr) ce qui reste difficilement interpr´etable si on consid`ere

un m´ecanisme monoatomique.

– La description de la d´eformation se fait par un mod`ele monoatomique, ce qui semble aller `a

l’encontre des r´esultats existants. En effet, des volumes d’activations de l’ordre de 100 `a 200 ˚A3

sont g´en´eralement trouv´es [Bl´etry, 2004; Heggen et al., 2005] correspondant `a 10 `a 20 atomes

mis en jeu dans les m´ecanismes de d´eformation. De plus, des exp´eriences de cisaillement sur des

bulles de savons effectu´ees par Argon et Shi [Argon and Shi, 1982] ont montr´e que la d´eformation

impliquait un volume avec un diam`etre d’environ 5 atomes. F. Spaepen, qui est `a la base de ce

mod`ele, a r´ecemment affirm´e que la th´eorie des volumes libre devait ˆetre ´etendue `a des m´ecanismes

de r´earrangements comprenant plusieurs atomes [Spaepen, 2006].

– Ce mod`ele prend uniquement en compte la d´eformation viscoplastique alors que la d´eformation

visco´elastique a une importance primordiale sur le comportement m´ecanique des verres m´

etal-liques et en particulier dans les premiers stades de la d´eformation. Si on ne prend pas en compte

la visco´elasticit´e, il devient difficile de mod´eliser correctement des essais tels que ceux de

spectro-m´ecanique ou de relaxation.

Le mod`ele des volumes libre permet cependant de mod´eliser correctement et simplement les contraintes

d’´ecoulement des verres m´etalliques ainsi que les courbes de compression (en introduisant ´

eventuelle-ment une contribution ´elastique `a la d´eformation).

2.1.1.2 Mod`ele d’Argon

Le mod`ele `a haute temp´erature d´evelopp´e par Argon [Argon, 1979] aboutit `a une ´equation de base

ayant une forme similaire `a celle utilis´ee dans le mod`ele des volumes libres mais pour la d´eformation

visco´elastique :

˙

γ_viscoelast =αγ₀νsinh

τ γ0Ω_f

kT

exp

−^∆G

kT

(IV.5)

avecα la fraction de mati`ere participant `a la d´eformation (que l’on peut consid´erer comme ´egale `a une

concentration en d´efauts).

Le mod`ele d’Argon n’a ´et´e finalement que peu utilis´e pour mod´eliser le comportement m´ecanique

des verres m´etalliques. Les principaux freins `a son utilisation sont les suivants :

– La d´efinition de la concentration en d´efauts, qui est le centre du mod`ele des volumes libres, est

absente dans la vision d´evelopp´ee par Argon. En effet, il n’y a pas de d´efinition claire du param`etre

α ni de son ´evolution avec la temp´erature ou la d´eformation.

Chapitre 2. Mod´elisation de la d´eformation

– La mod´elisation de la d´eformation d´evelopp´ee par Argon comporte, dans sa version complˆete,

deux m´ecanismes de d´eformation distincts suivant que la d´eformation se produit `a haute

tem-p´erature et faible contrainte ou `a basse temp´erature et haute contrainte. La comp´etition entre

ces deux comportements distincts rend difficile l’application du mod`ele ´etant donn´e qu’il existe

probablement une zone o`u ces deux comportements peuvent se produire simultan´ement.

– Le dernier frein `a l’utilisation du mod`ele est li´e `a la transition entre la d´eformation visco´elastique

et la d´eformation viscoplastique. Argon suppose en effet que ce sont des m´ecanismes de

perco-lation entre les d´efauts cisaill´es qui permettent `a la d´eformation initialement visco´elastique de

devenir viscoplastique. Cette coalescence ajoute une complication suppl´ementaire.

Ce mod`ele a cependant l’avantage d’avoir un formalisme math´ematique proche de celui du mod`ele

des volumes libres qui permet effectivement de rendre compte de l’allure du comportement m´ecanique.

De plus, le m´ecanisme `a la base de la d´eformation comporte plusieurs atomes ce qui est en accord avec

des r´esultats r´ecents [Bl´etry, 2004; Heggen et al., 2005].

2.1.1.3 Mod`ele des D´efauts Quasi Ponctuels

Le mod`ele des d´efauts quasi ponctuels suppose une hi´erarchisation des mouvements. Le mouvement

permettant une d´eformation est pr´ec´ed´e d’une s´erie de mouvements ´el´ementaires plus rapides. On peut

alors ´ecrire le temps caract´eristique du processus hi´erarchiquement corr´el´e :

τ_mol =t₀

τ_β

t0

1 χ

(IV.6)

L’´equation repose en particulier sur le param`etre χ (0< χ <1) qui d´efinit la corr´elation existante

entre le temps caract´eristique des mouvements ´el´ementaires (τ_β) et le temps caract´eristique du

proces-sus de d´eformation (τmol). Il indique l’intensit´e des effets de corr´elation : χ = 1 pour des particules

sans interaction (gaz) etχ = 0 pour une corr´elation maximale, respectivement on a alors :τ_mol →τ_β

etτ_mol → ∞.

Ce mod`ele a ´et´e d´evelopp´e, `a la base, pour rendre compte du comportement m´ecanique des

poly-m`eres ce qui pose un certain nombre de probl`emes dans son application aux VMM :

– Le mouvement ´el´ementaire de constante de temps τ_β est interpr´et´e, dans le cas des polym`eres,

comme correspondant `a des mouvements de rotation des unit´es de r´ep´etition des macromol´

e-cules. Ces mouvements, parfois qualifi´es de mouvement manivelle ou vilebrequin, sont une ´etape

pr´eliminaire au d´eclenchement de la d´eformation macroscopique. Ces mouvements ´el´ementaires

permettent de comprendre la relaxation diteβ qui apparaˆıt lors des exp´eriences de spectrom´

eca-nique avant la relaxation principale. Le sens physique de ce mouvement ´el´ementaire est cependant

beaucoup plus difficile `a interpr´eter dans le cas des verres m´etalliques, d’autant plus que la

re-laxationβ n’apparaˆıt pas, en g´en´eral, dans les verres m´etalliques.

– Le mod`ele des d´efauts quasi ponctuels est tr`es performant pour rendre compte des ph´enom`enes

visco´elastiques rencontr´es lors d’essais de spectrom´ecanique. Il devient cependant plus complexe

quand on veut mod´eliser les grandes d´eformations. Dans ce cas, on a le temps caract´eristique

94

2.2. Mod`ele de d´eformation

du mouvement ´el´ementaire qui est modifi´e par la contrainte de cisaillement et par la pression

hydrostatique alors que le param`etre χ varie en fonction de la d´eformation visco´elastique pour

rendre compte du d´esordre. Mˆeme si ces variations sont compr´ehensibles, elles sont difficile `a

quantifier, toujours `a cause du manque de d´efinition du m´ecanisme de d´eformation.

– Le mod`ele des d´efauts quasi ponctuels a l’inconv´enient de pr´esenter un grand nombre de

para-m`etres. Nous avons d´enombr´e 6 param`etres pour mod´eliser le temps caract´eristique de la d´

efor-mation, 3 pour mod´eliser le r´egime de d´eformation lin´eaire et encore 5 pour mod´eliser le r´egime

non lin´eaire. A ces param`etres sont souvent rajout´es des distributions (type Gaussienne ou

Gum-bell) des ´energies d’activation et des temps caract´eristiques de la d´eformation (voir notamment

[Chabert, 2002] page 44 o`u les ´equations constitutives sont rassembl´ees).

Ce mod`ele, malgr´e ces d´efauts, s’adapte bien aux polym`eres, pr´esente l’avantage de mod´eliser

correc-tement les exp´eriences de spectrom´ecanique et ´evite l’utilisation d’´energies d’activation ´elev´ees comme

c’est le cas dans les deux mod`eles pr´ec´edents.

Dans le document Comportement mécanique des verres métalliques massifs - Effet d'une cristallisation partielle (Page 115-118)