Haut PDF Comportement en fatigue des Alliages à mémoire de forme : Cas du CuZnAl

Comportement en fatigue des Alliages à mémoire de forme : Cas du CuZnAl

Comportement en fatigue des Alliages à mémoire de forme : Cas du CuZnAl

La suite de l'étude s'est effectuée en développant un modèle qui permet de décrire le comportement en fatigue d'un alliage à mémoire de forme après localisation de la déformation plastique. La fonction obtenue: potentiel thermodynamique- métallurgique est de type énergitique, reliant les paramètres caractéristiques du matériau aux paramètres microscopiques. Un champ des contraintes internes qui assure l'incompatibilité de déformation entre la variante activée et les parois des dislocations formées est pris en compte dans le calcul. Le calcul a ensuite été appliqué à un alliage à mémoire de forme monocristallin CuZnAl. Nous avons montré que le calcul permet le couplage entre les deux phases en formation. Enfin, l'effet de la déformation plastique sur les différents paramètres caractéristiques du matériau a été analysé. Une simulation numérique a permis de montrer que la contrainte nécessaire à la formation de martensite diminue au cours du cyclage, une perte de l'effet de mémoire pour un grand nombre de cycle " mécanisme irréversible", influence sur les températures de transformation.
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Comportement thermomécanique de structures intégrant des alliages à mémoire de forme : Modélisation, Simulation et Expérimentation. Application aux façades adaptatives

Comportement thermomécanique de structures intégrant des alliages à mémoire de forme : Modélisation, Simulation et Expérimentation. Application aux façades adaptatives

2.6 Identification des param` etres par calorim´ etrie La caract´erisation d’un AMF commence g´en´eralement par l’essai de calorim´etrie (Dif- ferential Scanning Calorimetry, DSC) o` u l’on fait varier la temp´erature d’un ´echantillon libre de contraintes pour provoquer des changements de phase. Il permet d’obtenir les valeurs des temp´eratures de changement de phase ainsi que les chaleurs latentes, avec lesquelles l’identification de certains param`etres du mod`ele est possible. Un petit ´echan- tillon du mat´eriau est chauff´e ou refroidi, et les flux de chaleur absorb´es ou lib´er´es par l’´echantillon sont mesur´es de fa¸con pr´ecise. Dans cet essai o` u le mat´eriau est libre de contraintes, les caract´eristiques m´ecaniques n’interviennent pas, et le protocole exp´eri- mental est donc moins sujet ` a discussion que dans le cas d’essais de traction, o` u de nombreux param`etres d’essai ont une influence sur les r´esultats. Toutefois, il y a cer- taines pr´ecautions ` a prendre lors l’interpr´etation des r´esultats de cet essai (Shaw et al. (2008), Duerig and Bhattacharya (2015), Duerig et al. (2017)). Ainsi, il existe en r´ealit´e une troisi`eme phase qui peut coexister avec l’aust´enite et la martensite dans certains AMF, notamment dans l’alliage Nickel-Titane, on la nomme R-phase pour son r´eseau cristallin rhombo´edrique. La phase martensite est g´en´eralement plus stable que la R- phase aux basses temp´eratures, mais il arrive que la barri`ere d’´energie ` a franchir pour former la martensite soit plus importante que celle menant ` a la formation de R-phase, d’o` u l’existence de R-phase dans certaines plages de temp´erature (Duerig and Bhatta- charya (2015)). Nous avons fait le choix de ne pas inclure cette phase dans le mod`ele, ce qui sera justifi´e ci-apr`es.
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Modélisation thermomécanique unifiée des comportements des matériaux à mémoire de forme. Application aux chargements cycliques et à la fatigue.

Modélisation thermomécanique unifiée des comportements des matériaux à mémoire de forme. Application aux chargements cycliques et à la fatigue.

Ivshin et Pence (Ivshin et Pence, 1994) ont proposé un modèle phénoménolo- gique où l’on considère deux phases, austénitique et martensitique, disposées en série. La fraction volumique de l’austénite est prise comme variable d’état. Un modèle équivalent est développé par Moumni et Nguyen (Nguyen et Moumni, 1998 ; Moumni, 1995). Il prévoit deux variantes martensitiques en 1D : l’une favorisée en cas de chargement en traction et l’autre en cas de compression. Le matériau est considéré comme standard généralisé (Halphen et Nguyen, 1974) et les lois de comportement ainsi que les cinétiques sont dérivées dans ce cadre. Le modèle Moumni–Nguyen n’est pas le seul à avoir adopté cette description de la martensite comme un mélange de deux phases à orientations opposées, on retrouve cette idée par exemple dans les travaux de Müller (Müller et Seelecke, 2001) qui propose de dériver les lois relatives au comportement du MMF à partir d’une expression de l’énergie de déformation ayant trois minima : deux d’entre eux correspondent aux deux martensites et sont stables tandis que le troisième est métastable et correspond à l’austénite. Le modèle est développé dans le cadre de la thermodynamique statistique.
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Couplage thermomécanique dans les Alliages à Mémoire de Forme : mesure de champs cinématiques et thermiques et modélisation multiéchelle

Couplage thermomécanique dans les Alliages à Mémoire de Forme : mesure de champs cinématiques et thermiques et modélisation multiéchelle

ment de VER capable de restituer la r´eponse anisotrope du mat´eriau sous sollicitation mul- tiaxiale thermo-m´ecanique. Nous avons choisi de fonder notre mod`ele sur l’origine de la pseudo- ´elasticit´e : la transformation martensitique. En partant de l’´echelle la plus fine, celle du r´eseau cristallin, nous avons tout d’abord ´etabli un mod`ele de comportement de monocristal, puis de po- lycristal en tant qu’agr´egat de monocristaux d´esorient´es. Le mod`ele repose sur la d´etermination des fractions volumiques de chaque variante par la comparaison probabiliste (formule de Boltz- mann) de l’´energie libre de chaque variante en fonction du chargement. Ainsi les variantes ayant les ´energies les plus basses sont les plus probables. Le deuxi`eme point cl´e du mod`ele est le choix de strat´egie de changement d’´echelle afin de passer de l’´echelle de la variante `a celle du grain monocristallin, puis de celle du grain `a celle du VER polycristallin. Le recours `a une Fonction Distribution d’Orientation est n´ecessaire pour le deuxi`eme changement d’´echelle. Par ces descrip- tions en champs moyens, on s’affranchit d’une description topologique du grain ou de l’agr´egat polycristallin. Les interfaces ne sont donc pas consid´er´ees. Des simulations du comportement du monocristal et du polycristal ont ´et´e men´ees sur des cas de chargement thermique ou de charge- ment m´ecanique uniaxial, afin de pouvoir ˆetre compar´ees `a nos essais bien que tout le mod`ele soit ´ecrit de mani`ere multiaxiale. L’anisotropie, la dissym´etrie traction–compression, les allures des courbes macroscopiques sont bien restitu´ees. L’hyst´er´esis principalement due aux dissipations d’´energie par ´echange thermique de la structure n’est pas restitu´ee puisque nous nous plac¸ons dans le cadre r´eversible. Cependant, une partie de l’hyst´er´esis de transformation peut ˆetre repr´esent´ee par l’ajout d’une ´energie de germination d’une phase dans une autre. Se pose alors la question de la nature de cette ´energie et de sa valeur en fonction de l’apparition de (A) dans (M) ou l’inverse,
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2016 — Optimisation des performances d'une structure de composite actionnées par des fils en alliages à mémoire de forme

2016 — Optimisation des performances d'une structure de composite actionnées par des fils en alliages à mémoire de forme

pas unique et peut être modifiée puisque le laminé possède généralement plusieurs positions d’équilibre. Il est possible de modéliser ce comportement et d’en tirer profit afin de développer des surfaces adaptatives, tel que montré dans (Hufenbach et Gude, 2002). De nombreux auteurs ont exploité ce comportement pour développer des surfaces dites adaptatives. Il existe toutefois plusieurs approches pour développer des laminés asymétriques et il en va de même pour l’actionnement de ces derniers. Dans (Panesar et Weaver, 2012), une approche d’optimisation de l’orientation des fibres avec une fonction objective visant à maximiser les déformations hors plan du laminé a été développée. La surface de composite est constituée de deux plis unidirectionnels au-dessous et les deux plis supérieurs ont des orientations de fibres variables. Afin de définir l’orientation, le domaine à considérer a été divisé en sous-éléments et une orientation est calculée à l’aide d’un algorithme pour chaque élément. Pour ce cas, l’application ciblée est un volet pour une aile d’avion. Une validation expérimentale a été réalisée; afin de faire varier la direction des fibres dans un pli de composite, une technique nommée ‘’tow steering technique’’ a été utilisée pour la fabrication. À la Figure 1.2, il est possible de voir l’évolution de la position du prototype lors du chauffage de ce dernier.
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Etude Et Application Des Composites A Base Des Matériaux Intelligents:( Cas Des Matériaux Piézoélectriques Et Des Alliages A Mémoire De Forme)

Etude Et Application Des Composites A Base Des Matériaux Intelligents:( Cas Des Matériaux Piézoélectriques Et Des Alliages A Mémoire De Forme)

Chapitre 1. Les mat´ eriaux intelligents 13 Figure 1.10: Illustration de l’effet m´ emoire double sens. Apr` es un traitement d’´ education, certaines variantes sont favoris´ ees, un champ de contraintes internes, du ` a la pr´ esence de d´ efauts, oriente les variantes qui se forment lors du refroidissement, sans l’aide d’aucune contrainte ext´ erieure. Il y a m´ emorisation de la forme haute temp´ erature et de la forme basse temp´ erature. Cependant, il existe chez les AMF un effet de perte de m´ emoire au cours du temps en cas de non-utilisation du mat´ eriau ou par fatigue lors d’un trop grand nombre de cycles d’utilisation. D’o` u l’int´ erˆ et de cette th` ese d’´ etudier ce dernier pour un autre type de mat´ eriau (pi´ ezo´ electrique).
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Conversion d'Energie Magnéto-Thermo-Mécanique dans les Alliages à Mémoire de Forme Magnétiques.

Conversion d'Energie Magnéto-Thermo-Mécanique dans les Alliages à Mémoire de Forme Magnétiques.

Par exemple, la présence d'un fort hystérésis peut-être utilement exploitée pour conserver une position stable à excitation ou alimentation nulle. Ceci permet une consommation réduite d'énergie pour des applications embarquées de type spatial ou micro. Cependant dans ce cas, il est nécessaire de supprimer le retour en position par précontrainte mécanique (création d'un offset dans la courbe de comportement) sans pour autant supprimer la capacité d'actionnement bidirectionnel. Ceci peut-être fait de manière similaire à ce qui est fait en électronique pour les amplificateurs (passage de la classe A à la classe B) en utilisant un fonctionnement en push-pull à l'aide de deux actionneurs simples fonctionnant en antagonisme. Cette configuration a été testée avec succès par les auteurs (cf. Fig. 6) et toutes les caractéristiques dynamiques de ce prototype seront présentées prochainement.
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Modélisation du comportement dynamique non-linéaire des structures en matériaux mémoire de forme

Modélisation du comportement dynamique non-linéaire des structures en matériaux mémoire de forme

dini et Rega [ 6 ],Morin et al. [ 64 ] et He et Sun [ 63 ]. En effet, une étude de la dynamique d’un dispositif en alliages à mémoire de forme, nécessite de considérer un comportement non isotherme. L’équation de la chaleur est couplée à l’équation du mouvement dans la résolution. La variation de la température est la somme d’un terme proportionnel à ˙z, quantifiant une dissipation intrinsèque de l’énergie et une chaleur latente de changement de phase et un terme proportionnel à h correspondant à la chaleur échan- gée avec l’environnement. Le couplage thermoélastique est negligé dans la dynamique de la température θ. L’influence du coefficient d’échange h sur la température est montrée dans la figure 4.11 , à une amplitude γ = 0.8 et une fréquence Ω = 0.8. Les paramètres matériaux sont les mêmes que ceux donnés dans le cas 1 des calculs isothermes, à l’exception de ceux ajoutés dans le tableau 4.7 . L’étude est réalisée pour une force de rappel symé- trique. La valeur h=0 correspond à un régime adiabatique : le système est supposé thermiquement isolé du milieu extérieur. En effet, la chaleur en- gendrée par la transformation de phase (exothermique de l’austénite vers la martensite et endothermique dans le sens inverse avec l’existence d’une chaleur résiduelle ou latente à la fin d’un cycle) fait augmenter la tempéra- ture moyenne indéfiniment. Dans ce cas, il n’existe pas un état stable pour la température si bien que ce cas non réaliste ne sera pas considéré dans l’analyse de la réponse en fréquence des états permanents.
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Conversion d'énergie magnéto-thermo-mécanique dans les alliages à mémoire de forme magnétiques.

Conversion d'énergie magnéto-thermo-mécanique dans les alliages à mémoire de forme magnétiques.

Règles d'alimentation et de contrôle Un autre défaut important des dispositifs à base d'AMFM est un rendement plus que médiocre. Cela est déjà le cas pour les AMF classiques mais ce défaut est encore amplifié par la nécessité de créer des champs magnétiques élevés dans des entrefers relativement importants (autour de 1 Tesla) ce qui requiert des courants élevés et donc des pertes Joules importantes dans les conducteurs des circuits bobinés. De plus, par conduction thermique, ces pertes Joules induisent une élévation de température du dispositif complet, ce qui réduit encore les performances de la conversion d'énergie par réorientation des variantes de martensite [14]. La meilleure réponse que nous avons trouvée à ce problème a été d'utiliser une commande par impulsions de courant en association avec le comportement multistable de l'actionneur. Ce type d'alimentation permet de réduire considérablement le temps moyen d'alimentation des bobinages et donc d'augmenter d'autant les performances du dispositif à base d'AMFM.
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De l'uniaxial au multiaxial : comportement pseudoélastique des alliages à mémoire de forme

De l'uniaxial au multiaxial : comportement pseudoélastique des alliages à mémoire de forme

La première est purement phénoménologique et donne naissance à des modèles simples faciles à implanter dans un code de calcul par éléments finis et donc relativement facilement utilisables dans une démarche de conception d'une pièce en AMF. Le cas des chargements uniaxiaux a été traité mainte fois [HUO93], [FRE87], [ABE93], [AUR97a], [BRI93], [IVS94] et bon nombre de modèles rendent compte de façon satisfaisante des observations expérimentales. Quant aux modèles phénoménologiques multiaxiaux [BOY96], [RAN92], [SOU98], [GRA94], [LUB96], [TRO98], ils sont en général basés sur des observations uniaxiales puis généralisés au mieux à l'aide d'essais multiaxiaux proportionnels, et souvent simplement à l'aide de la dissymétrie traction-compression. Très peu rendent donc compte des observations expérimentales sous chargement multiaxial proportionnel et aucun ne modélise, à notre connaissance, de façon satisfaisante les chargements multiaxiaux non-proportionnels. Ceci constituera l'objectif du chapitre IV.
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Modélisation du comportement mécanique des aciers austénitiques inoxydables en fatigue pure et en fatigue-relaxation

Modélisation du comportement mécanique des aciers austénitiques inoxydables en fatigue pure et en fatigue-relaxation

Néanmoins, au fur et à mesure que le nombre de cycles augmente, les prédictions du modèle sous- estiment largement les niveaux des contraintes, que ce soit dans la partie de fatigue pure (contrainte maximale au début de la relaxation) ou pendant la relaxation. L’expérience met en évidence un écrouissage cyclique même pour des chargements de fatigue relaxation avec de longs temps de maintien ([Sauzay et al., 2004], essais de fatigue-relaxation à 500°C et 50h de temps de maintien). Il faut rappeler que dans la formulation du modèle, seul l’écrouissage « isotrope » est pris en compte avec un terme lié à un écrouissage induit par les interactions entre dislocations mobiles et les arbres de forêt et un terme décrivant les interactions entre dislocations mobiles et les nuages d’impuretés. Dans le cas des chargements cycliques, des interactions liées à la formation d’une structure de dislocations (même lâche) peuvent induire des interactions de longue distance et donc un écrouissage cinématique. L’introduction d’un écrouissage cinématique non linéaire de type Amstrong-Fredrick avec une identification sur des courbes cycliques de monocristaux à haute température permettrait probablement d’améliorer la capacité du modèle à prédire le comportement en fatigue pure et en fatigue-relaxation à haute température. Des modèles d’écrouissage cinématique similaires à ceux du chapitre 2 pourraient permettre de reproduire le durcissement intra-granulaire lié aux microstructures des dislocations.
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Dialogue essais - simulation et identification de lois de comportement d’alliage à mémoire de forme en chargement multiaxial

Dialogue essais - simulation et identification de lois de comportement d’alliage à mémoire de forme en chargement multiaxial

contrainte, l’effet mémoire de forme et la réorientation. Les premiers modèles développés avec des extensions aux chargements tridimensionnels sont ceux de Lagoudas (Boyd et Lagoudas 1996, Bo et Lagoudas 1999). Les modèles les plus récents ont la capacité de prédire les différents aspects du comportement des AMF en chargement thermomécanique multiaxial tels que la dissymétrie traction-compression (Qidwai et Lagoudas 2000, Peultier et al. 2008, Chemisky et al. 2011), la description des boucles internes (Bouvet et al 2004, Peultier et al. 2006) ou les effets liés au cyclage (Lagoudas et Entchev 2004, Panico et Brinson 2008, Saint- Sulpice et al. 2009). Certains modèles implémentés dans des codes de calculs par éléments finis décrivent l’évolution de la déformation de transformation avec une seule fraction volumique de martensite et considèrent une relation de proportionnalité entre les évolutions de ces deux quantités (Jaber et al. 2008, Saint-Sulpice et al 2009, Arghavani et al. 2010). D’autres modèles ont choisi de décomposer la fraction de martensite en deux parties (Brinson 1993) : une partie associée à la martensite orientée et l’autre liée à la martensite autoaccommodée (Lexcellent et Leclerq 1996, Panico et Brinson 2007, Thiebaud et al. 2007). Les modèles présents dans la littérature et capables de décrire les différents comportements des AMF sont trop nombreux pour être tous cités et présentés dans ce manuscrit. Le lecteur intéressé est renvoyé aux deux revues effectuées par Patoor et Lagoudas (Patoor et al. 2006, Lagoudas et al. 2006). Elles regroupent les différentes lois de comportement des AMF respectivement à l’échelle du monocristal et à celle du polycristal. Seuls cinq modèles seront présentés dans la revue bibliographique de cette thèse : le modèle de Panico et Brinson 2007 basé sur l’idée de séparer la martensite en une partie orientée et une partie autoaccommodée, le modèle de Thiebaud et Lexcellent 2007 qui permet la gestion de la dissymétrie entre traction et compression, le modèle de Saint-Sulpice et al. 2009 qui introduit l’effet du cyclage sur la déformation résiduelle, le modèle de Lagoudas et al. 2012 qui tient compte de la variation de l'amplitude de la déformation de transformation avec le niveau de contrainte appliquée, et enfin le modèle de Chemisky et al. 2011 qui est le modèle pour lequel l’identification des paramètres a été conduite dans ce travail. Quatre des modèles présentés ont participé au Roundrobin organisé dans le cadre du projet Européen MAFESMA et présenté lors de la conférence ESOMAT 2009.
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Influence du vieillissement sur l'effet mémoire des polymères / Modélisation du mécanisme de mémoire de forme

Influence du vieillissement sur l'effet mémoire des polymères / Modélisation du mécanisme de mémoire de forme

La présente thèse a pour objectif de caractériser l’effet mémoire de forme du mélange (40%PCL/ 60%SBS) et d’étudier l’influence de l’altération de la masse molaire et des propriétés physico-chimiques sur cet EMF. Dans un premier temps, une caractérisation expérimentale a été effectuée afin de déterminer les propriétés physico-chimiques, morphologiques et mécaniques des matériaux d’études. Le mélange (PCL/SBS) présente un EMF total (EMFT) puisqu’il récupère 100% de sa forme initiale après un cycle de mémoire de forme. L’énergie emmagasinée dans la structure agit en tant que la force motrice qui pourrait être responsable de cet EMF. Donc, une méthode originale utilisant un témoin a été proposée afin d’évaluer l’évolution de la contrainte-déformation durant la recouvrance. Dans une deuxième étape, afin de changer la masse molaire du PCL dans le mélange (SBS/PCL), le vieillissement par hydrolyse enzymatique en utilisant une enzyme de type Amano Lipase de Pseudomonas fluorescens a été réalisé. L’effet du vieillissement sur les propriétés du PCL pur a été tout d’abord évalué. Ensuite, l’échantillonnage a été effectué et des mélanges (PCL/SBS) à différentes masses molaires du PCL ont été donc obtenus. Ces mélanges ont été soumis par la suite à des essais de caractérisation et à des essais de mémoire de forme afin d’étudier la relation entre la masse molaire et l’EMF. Les résultats ont montré que la diminution de la masse molaire engendre des changements morphologiques et structuraux, l’augmentation de la rigidité et la fragilisation du mélange, la diminution de la compatibilité, l’augmentation de l’hétérogénéité et la perte de l’équilibre thermodynamique des phases. Ces changements de la masse molaire et donc des propriétés du mélange ont altéré sa capacité de recouvrance. Le mélange initialement à EMFT (R r =100%) devient à EMF partiel EMFP (R r =50%).
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Comportement de métaux et alliages en milieux florures fondus

Comportement de métaux et alliages en milieux florures fondus

Na 3 AlF 6 [15]. Ce mélange de fluorures a été choisi comme électrolyte car il dissout l’alumine. I.1.2 Compatibilité des matériaux avec les  fluorures fondus  Quels que soient le mélange de fluorures fondus et l’application visée, la compatibilité des sels avec les matériaux de structure est primordiale : la dégradation des matériaux doit être minimisée afin d’assurer à l’installation une durée de vie optimale. L’ORNL a mené d’importantes campagnes d’essais visant, dans un premier temps, à proposer un alliage résistant à la corrosion par les fluorures fondus, puis à qualifier la corrosion de ce matériau et à identifier les paramètres intervenant dans cette attaque. Les travaux des autres organismes de recherche sur ces mêmes problématiques viennent compléter les résultats de l’ORNL par des études mettant en jeu des conditions expérimentales différentes. Dans le cadre de ce travail de thèse, les très nombreuses données sur la corrosion des alliages de structure dans les conditions du RSF ont été synthétisées dans un rapport bibliographique EDF [16].
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Identification du comportement de composites en fatigue bi-axiale

Identification du comportement de composites en fatigue bi-axiale

Parmi les travaux recensés, les travaux menés par Smith et Pascoe [Smith 89] portent sur l'identication du comportement en statique et fatigue bi-axiale sur un composite bres de verre/résine polyester. Le tissu utilisé est un tissu équilibré. L'étude comporte une série d'essais avec diérents angles de sollicitation en uni-axial et bi-axial. Les chargements bi-axiaux sont soit identiques sur les deux axes, soit opposés (traction/compression) pour générer du cisaillement. L'éprouvette cruciforme utilisée comporte une section centrale carrée de 60 mm de côté. Les bras sont renforcés par des plaques en duralumin an d'éviter une rupture dans les bras de l'éprouvette. La mesure des déformations se fait par l'utilisation d'un extensomètre positionné dans la zone centrale. Pour le cas de la fatigue avec un chargement en phase des deux bras de l'éprouvette restant dans le domaine de la traction pure, la propagation de l'endommagement observée est constituée majoritairement de ssuration matricielle au travers des interfaces entre plis, ou à la jonction entre les zones riches en résine et les bres. Lors de sollicitations avec de fortes contraintes (faible nombre de cycles), le délaminage est généralement localisé. A l'inverse, lors de chargements avec de faibles contraintes et un nombre élevé de cycles de sollicitation, le délaminage se propage beaucoup plus, jusqu'à décoller totalement certains plis du reste du stratié.
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Contribution à l'étude de la fatigue des alliages légers

Contribution à l'étude de la fatigue des alliages légers

Les alliages d'aluminium sont largement utilisés dans de nombreuses industries, en particulier pour la fabrication automobile et aéronautique. Les propriétés mécaniques de ces alliages ont été sensiblement modifiées par le procédé thermomécanique. Le but de ce travail est d'étudier l'effet des traitements thermomécaniques et de la texture dans le comportement quasi statique et dynamique des alliages légers (aluminium). Le comportement mécanique des alliages est en accord avec d'autres données publiées pour ces matériaux. Les caractéristiques dynamiques peuvent être prédites en utilisant les propriétés statiques de ces alliages. La sensibilité à la trempe des alliages d'aluminium peut indiquer un comportement de durcissement ou d'adoucissement sous fatigue en fonction des propriétés mécaniques statiques. Plus important encore, l'anisotropie est beaucoup plus faible. L'analyse microstructurale a indiqué que les améliorations dans les propriétés mécaniques et la diminution de l'anisotropie sont dues à la forte densité de dislocations, à une forte interaction entre les dislocations et les précipités et à la distribution dispersée des précipités. En conclusion au travail effectué, les résultats obtenus sont très prometteurs. Les alliages d'aluminium, sans compensation de rigidité, offrent un compromis entre bonnes propriétés mécaniques et légèreté et ouvrent des immenses perspectives dans les différents domaines de technologie.
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Identification expérimentale et modélisation micromécanique du comportement d'un multicristal en alliage à mémoire de forme

Identification expérimentale et modélisation micromécanique du comportement d'un multicristal en alliage à mémoire de forme

IDENTIFICATION EXPÉRIMENTALE ET MODÉLISATION MICROMECANIQUE DU COMPORTEMENT D'UN MULTICRISTAL EN ALLIAGE A MÉMOIRE DE FORME. Directeur de thèse : Fodil MERAGHNI Co- Directeur de thèse[r]

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Comportement en fatigue de pièces épaisses en matériaux composites

Comportement en fatigue de pièces épaisses en matériaux composites

3.4 Dispositif expérimental F IGURE 3.7 - Instrumentation des éprouvettes 3.4.2 Les moyens d’observation De nos jours, il existe diverses méthodes de détection de l’endommagement dans les matériaux composites. Le ressuage et la réplique d’éprouvette, qui consistent à prendre une empreinte du champ de l’éprouvette, sont parmi les plus simples et les plus anciennes techniques d’observation. Cependant, elles présentent le gros in- convénient de nécessiter le démontage de l’éprouvette. Parmi les plus couramment utilisées on trouve les méthodes basées sur l’émission acoustique [Laroche, 1980], [Valentin and Bunsell, 1982], [Valentin, 1983] qui consistent à analyser la libération d’énergie sous forme d’ondes élastiques au sein du matériau lorsque ce dernier s’en- dommage. Toutefois, aucune étude ne démontre clairement que cette technique est capable de distinguer, ni de localiser les différents types d’endommagement dans le cas où plusieurs dégradations sont présentes simultanément. Enfin, les ondes acous- tiques sont créées par l’apparition du dommage si bien que cette technique ne per- met pas de détecter l’endommagement initialement présent au sein du matériau. Nous pouvons également citer les méthodes fondées sur la technologie des rayon- nements X. L’inconvénient majeur de ce type de méthode réside dans l’impossibi- lité de faire des observations en cours d’essai. La micro-tomographie aux rayons X [Schilling et al., 2005] permet l’observation en cours d’essai et permet d’avoir accès à la géométrie en trois dimensions des défauts. Cependant, la petite taille de l’échan- tillon observé devient rapidement un facteur limitant. Il existe encore d’autres tech- niques telles que l’utilisation de fibres optiques [Wevers et al., 2006], les ultrasons [Scarponi and Briotti, 2000], les micro-ondes [Rossignol and Thionnet, 2006], les me- sures de courant [Abry et al., 2001], la thermographie infrarouge [Miner et al., 2004]. Toutefois, la plupart des ces techniques sont lourdes à mettre en oeuvre. Aussi, nous préfèrerons une technique plus légère basée sur une méthode optique de détection et de suivi de l’endommagement in-situ. Ce choix est motivé par le souhait que nous avons de capitaliser des informations à la fois qualitatives et quantitatives.
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Effet de l'oxydation sur le comportement mécanique de structures minces en alliages de titane

Effet de l'oxydation sur le comportement mécanique de structures minces en alliages de titane

Figure III-17 : Micrographie en lumière polarisée d’une section de l’échantillon OX-600-50A-3 schéma des différentes zones observées après oxydation La Figure III-17 présente la couche d’oxyde formée après oxydation (a), l’α-case observée par contraste otique (b), l’ODZ avec le profil de microdureté correspondant (c) et pour finir le métal initial (d). Il s’avère donc que l’α-case n’est pas un bon indicateur pour quantifier de manière précise la totalité de la zone de diffusion de l’oxygène dans le matériau. Les travaux récents de Gaddam et al. confirment cette observation [6], [14]. De même, il apparaît, contre toute attente, que les cinétiques de croissance de l’ODZ sont très similaires entre les deux alliages. La prise de masse en oxygène plus importante pour le Ti-50 A est donc surtout liée à l’épaisseur de sa couche d’oxyde. Les résultats ont aussi montré qu’il semble peu judicieux de relier les épaisseurs de l’ODZ et de l’alpha-case entre elles puisqu’il ne semble pas y avoir de lien de proportionnalité. Ces observations aboutissent à la conclusion que seule l’ODZ sera prise dans l’étude pour les essais mécaniques afin de se référer à une zone précise et répétable. C’est la raison pour laquelle la seconde partie du chapitre oxydation se consacre à l’étude des coefficients de diffusion de l’oxygène dans les alliages Ti-50 A et Ti-6242-Si.
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Couches minces d'alliages à mémoire de forme Ni2MnGa

Couches minces d'alliages à mémoire de forme Ni2MnGa

139 Conclusion Pour conclure ce chapitre, des paramètres caractéristiques du procédé ont été mis en évidence afin d’obtenir des couches aux propriétés d’alliage à mémoire de forme magnétique avérées. Les conditions retenues pour l’élaboration de ces films sont : une pression d’argon de 1 Pa, une puissance de 120 W et un recuit d’une durée de 36 ks à 600 °C. Parmi ces paramètres, la pression d’argon ainsi que la puissance « cible » ont été choisies dans la perspective de la réalisation d’un démonstrateur simple d’AMF magnétique. Les analyses de contraintes ont permis de sélectionner une pression de travail afin d’obtenir un film non contraint mécaniquement, ce qui permet d’envisager par exemple des solutions technologiques telles que le collage ou le report de substrats et le dépôt sur poutres encastrées- libres ou de membranes minces (épaisseur de l’ordre de quelques microns à quelques dizaines de microns) de silicium. En parallèle, l’étude de la composition des films ne révèle aucune dérive de la composition avec la puissance, ce qui permet de maximiser la vitesse de dépôt des films, de l’ordre de 60 nm/min pour une puissance de 120 W (soit 25 min de procédé pour un film d’épaisseur 1,5 µm). Tout au long de ce chapitre, les traitements thermiques et plus précisément des recuits de 36 ks de durée à 600 °C se sont révélés particulièrement efficaces pour obtenir des films de structure martensite et de propriétés mécaniques propres aux matériaux AMF.
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