ε
p∗= ˙γ
p∗T
T
∗; ˙γ
p∗≥0 ; T
∗≥0 (2.19)
B
α; T
∗; ˙γ
p∗sont des paramètres positifs du matériau. B
αest le coefficient de
frottement visqueux. T
∗et ˙γ
p∗représentent respectivement une contrainte critique
de référence et une vitesse de déformation plastique de référence.
2.3 Modèle unidimensionnel pour les cœurs
pla-naires de dislocations
2.3.1 Equations de champs
On considère un repère orthonormé (e
1, e
2, e
3). On assume des lignes de
dislo-cations infiniment rectilignes le long de la direction e
3. La nature des dislocation
peut être coin, vis ou mixte. Le vecteur de Burgers de la dislocation coin est suivant
la direction e
1tandis que celui de la dislocation vis est suivant la direction e
3. Les
composantes du tenseur de densités de dislocations associé sont respectivement α
13etα
33. Ces densités de dislocations peuvent donc glisser suivant la direction e
1dans
le plan (e
1, e
3) de normale e
2. Dans le cas de cœur de dislocations planaires, le
mo-dèle élasto-plastique des champs de dislocations peut se réduire à une formulation
unidimensionnelle pour l’évolution spatiotemporelle des densités de dislocations en
excèsα
13(x
1) etα
33(x
1). Le modèle est invariant le long de la directione
3c’est à dire
∂
∂x3
= 0. En désignant par d la distance entre deux plans de glissement consécutifs,
les densités de dislocations surfaciquesα
S13etα
33Ssont reliées aux densités volumiques
de dislocations en excès par les relations α
13=
αS13d
et α
33=
αS33d
. Cette
représenta-tion surfacique peut être considérée comme une simplificareprésenta-tion unidimensionnelle du
récent modèle proposé par [Zhang,2015] dans lequel le cœur d’une dislocation ainsi
que son plan de glissement sont contenus dans une couche de très faible épaisseur.
En supposant une élasticité linéaire homogène et isotrope, les contraintes de
cisaille-ments engendrées en x
1par les densités de dislocations surfaciques α
S13
et α
Sobtenues à partir des convolutions suivantes [Peierls,1940, Nabarro,1947] :
T
12(x
1) = µ
2π(1−ν)
Z
+∞ −∞α
s13(x
01)
x
1−x
0 1dx
01(2.20)
T
32(x
1) = µ
2π
Z
+∞ −∞α
s 33(x
01)
x
1−x
0 1dx
01(2.21)
µ et ν dénotent respectivement le module de cisaillement et le coefficient de
Poisson. Dans les simulations à venir, l’utilisation des relations 2.20 et 2.21 exige
que des conditions aux limites extérieures soient définies suffisamment loin des cœurs
des dislocations. D’après les équations 2.8,2.18 et 2.19, les vitesses de déformations
plastiques ˙
p12et ˙
p32sont :
˙
p12
= 1
2α
13V
α13 1+ ˙γ
p∗T
12T
∗= 1
2 α
13T
12α
13B
α+ ˙γ
p∗T
12T
∗(2.22)
˙
p32
= 1
2α
33V
α33 1+ ˙γ
p∗T
32T
∗= 1
2 α
33T
32α
33B
α+ ˙γ
p∗T
32T
∗(2.23)
Les équations de transport des densités de dislocations coins et vis sont :
˙
α
13=−(α
13V
α13 1+ ˙γ
p∗T
12T
∗)
,1(2.24)
˙
α
33=−(α
33V
α33 1+ ˙γ
p∗T
32T
∗)
,1(2.25)
f
,1est la dérivée partielle de f par rapport à x
1. Les équations 2.20, 2.22 et
2.24 sont utilisées dans la suite pour modéliser l’auto-relaxation d’un cœur de
dis-location coin initialement compact pour voir si nous pouvons obtenir une structure
équilibrée et compacte. Nous choisissons l’aluminium comme matériau pour
com-mencer cette étude. Le module de cisaillement est µ = 28GP a, le coefficient de
Poisson est ν = 0.3, la norme du vecteur de Burgers est prise égale à b = 0.405nm
et la distance inter-planaire est d = 0.36nm. Le coefficient de viscosité vérifie
B
α=
Brb2
= 10
15P a . s . m
−2où B
r= 10
−4P a . s est une valeur habituelle à
tem-pérature ambiante dans l’aluminium. En fixant B
α, une valeur suffisamment faible
de ˙γ
p∗= 10
−10s
−1et une valeur suffisamment grande deT
∗= 5GP asont
arbitrai-rement choisies afin de s’assurer que la mobilité des dislocations en excès l’emporte
sur la nucléation des dislocations.
2.3.2 Implémentation numérique
La longueur du plan de glissement suivant la direction e
1est L
1= 25nm.
Pour obtenir une description assez précise du cœur des dislocations, nous
discré-tisons cette longueur en 1000 éléments, soit 1001 nœuds. Ceci implique une
résolu-tion spatiale de 0.025nm. Généralement, dans un cadre tridimensionnel,
l’approxi-mation numérique de l’équation de transport des densités de dislocations peut se
faire par la méthode des éléments finis de type Galerkin/moindres carrés explicite
[Varadhan,2006,Roy,2005]. Plus récemment, une méthode numérique spectrale avec
filtre passe-bas basée sur les algorithmes FFT a été proposée et permet d’obtenir
des solutions précises [Djaka,2015]. La caractéristique commune de ces méthodes
de résolution est qu’elles contiennent des termes d’amortissement qui éliminent les
instabilités numériques qui peuvent être générées et se propager en raison du
carac-tère hyperbolique de l’équation de transport. Cependant, dans le cadre du présent
modèle unidimensionnel, un algorithme basé sur le schéma d’Euler centré ou upwind
fonctionne et a été utilisé pour estimer les dérivées spatiales qui apparaissent dans
les équations de transport2.24 et2.25. Afin de supprimer des possibles fluctuations
numériques et stabiliser la solution, une diffusion artificielle supplémentaire est
in-troduite dans l’algorithme de résolution numérique grâce au schéma des différences
finies [Varadhan,2006]. Les convolutions 2.20 et 2.21 sont calculées par la méthode
des trapèzes. Tout au long de la simulation, les densités de dislocations sont mises
à jour par un simple schéma d’intégration temporelle explicite d’Euler.
2.3.3 Résultats du modèle
Comme illustré sur la figure 2.1, une distribution arbitraire de densité de
dislo-cation coin initialement compacteα
s13
est introduite au milieu du plan de glissement
de sorte que le vecteur de Burgers associé vérifie R
α
13sdx
1= b. Pendant le
pro-cessus de relaxation, la densité de dislocation évolue en suivant son propre champ
de contrainte interne T
12. Ainsi, une force motrice T
12. α
13non nulle existe et elle
tend à étaler le cœur de la dislocation. Pour s’assurer qu’une structure équilibrée
est atteinte pendant ce processus, deux critères sont considérés :
∗ La décroissance relative de l’énergie de la dislocation entre deux pas de temps
consécutifs doit être inférieure à une valeur seuil très faible.
∗ La différence de la densité de dislocation entre deux pas de temps consécutifs
calculée par la méthode des moindres carrés doit être aussi inférieure à une valeur
seuil très faible.
est stoppé et la distribution de dislocation est déclarée comme ayant atteint une
configuration équilibrée. La figure2.1montre l’évolution de la densité de dislocation
α
s13pendant le processus d’auto-relaxation. On observe que le cœur de la dislocation
s’étale de façon infinie sous son propre champ de contrainte interne jusqu’à ce que
la densité de dislocation disparaisse complètement du plan de glissement et que
l’énergie de la dislocation devienne nulle. Aucune structure équilibrée ne peut être
obtenue.
Figure 2.1 – Relaxation infinie d’un cœur de dislocation coin sous son propre
champ de contrainte interne. Les courbes bleue, noire et rouge montrent l’étalement
progressif du cœur jusqu’à ce qu’il disparaisse complètement du plan de glissement.
(a) : Densité de dislocation coinα
S13
. (b) : Champ de contrainte interne de cisaillement
T
12associé. D’après [Gbemou,2016].
Ceci est loin d’être un nouveau résultat puisque cette tendance était prévisible
du faite que le cœur de la dislocation est constitué de dislocations coins
infinité-simales de même signe qui se repoussement mutuellement. De tels résultats ont
aussi été récemment obtenus avec un modèle très proche [Zhang,2015]. La
relaxa-tion infinie se produit parce que dans la formularelaxa-tion ci-dessus, le modèle ne prend
en compte aucune force de rappel qui est capable de s’opposer à l’étalement de
la distribution de dislocations. Les travaux dans la littérature suggèrent que cette
force provient de la friction du réseau qui s’oppose au glissement des dislocations
[Chu,2013, Wang,2008,Zhang,2016]. La section suivante est consacrée à
l’introduc-tion de cette force dans la formulal’introduc-tion du modèle. Pour cela, nous nous basons sur
les travaux pionniers de Peierls et Nabarro [Peierls,1940, Nabarro,1947]. Il est
im-portant de noter que les simulations décrites ci-dessus, si elles sont réalisées sans
le terme ˙ε
p∗, donnent exactement les mêmes résultats, montrant que ˙ε
p∗n’a
au-cune influence sur le processus de relaxation. Ceci est dû au fait que la mobilité des
dislocations coins α×V
αest suffisante pour relaxer totalement l’énergie élastique.
2.4 Introduction de l’énergie de misfit et des forces
Dans le document
Modélisation de l’interaction des coeurs de dislocations et des joints de grains
(Page 92-96)