Soutenance mémoire
I-ors de la fiansformation, par mise en forme, d’une tôle d’acier en un produit fini, le matériau subit généralement des chargements complexes, continus ou séquentiels. Ainsi dans Ie cas d’une boîte boisson, la première opération est un emboutissage suivi d’un repassage (en plusieurs passes). La partie supérieure du corps de boîte subit ensuite un rétreint pour la formation du col. D’autres exemples peuvent être cités mettant en oeuvre des chemins encore plus complexes coûrme dans le cas d’une portière de voiture ou d’un carter moteur.
Hétérogénéités plastiques intra et intergranulaire
S’il est relativement facile de définir un milieu hétérogène élastique linéaire en introduisant un tenseur des modules élastiques C (0 dépendant de la position spatiale r de l’élément de volume étudié, il est cependant plus difficile de caractériser lhétérogénéitê d’un milieu élastoplastique. Dans les approches méso et macroscopiques classiques, on utilise le champ de déformation plastique comme « variable » interne ou « variable » de process. Les relations d’évolution des caractéristiques mécaniques (cissions critiques, écrouissage cinématique) ne dépendent, en général, que de la valeur du champ de déformation plastique au point considéré ou de sa valeur moyenne sur l’élément de volume. Si cette approche peut être considérée comme pertinente lorsque l’échelle microscopique la plus grande est ceUe du glissement plastique multiple homogène, elle apparaît comme insuffisante lorsque I’on veut traiter les problèmes de plasticité à partir d’rine échelle proche de celle des dislocations prises individuellement ou collectivement. La modélisation des phénomènes physiques de plasticité à cette échelle microscopique est rendue nécessaire, non seulement pour améliorer la précision des modèles méso – macro déjà existants, mais avant tout pour rendre compte des comportements lors de trajets de chargements complexes dont la stabilité est fortement influencée par la microstrucfure intragranulaire induite.
Analyse et classification des hétérogénéités plastiques
Avant d’aborder les hétérogénéités plastiques intragranulaires, il semble utile d’analyser celles provenant de la structure granulaire des polycristaux métalliques; étant entendu qu’on se limite, dans tout ce travail, à des matériaux macrohomogènes soumis à des chargements macrohomogènes. Les hétérogénéités d’ordre 1 (au sens de la classification introduite par I’analyse des contraintes par rayons X) sont donc exclues de la discussion.
Elles sont associées aux fluctuations du champ de déformation plastique de grain à grain ou de phase à phase dans les polycristaux multiphasés; elles conespondent àl’ordre 2 de I’analyse des contraintes par rayons X.
I-eur origine est liée à la désorientation des réseaux cristallins de part et d’autre d’une interface ou surface de discontinuité telle que les joints de grains ou joints de phases. Au cours de la plastification, ces interfaces sont stationnaires par rapport à la matière et sont traitées conrme telles dans les descriptions existantes.
La frontière entre ces zones est maintenant de nature tout à fait différente que le joint de grain, en tout cas du point de vue mécanique puisqu’il s’agit d’une frontière libre s’établissant et évoluant au cours de la déformation plastique. L’hétéro généitê plastique correspondantest difficile à évaluer mais on peut l’estimer du même ordre de grandeur que les fluctuations intragranulaires précédentes. Les conséquences sur le comportement global semblent négligeables par rapport à d’autres hétérogénéités intragranulaires (les cellules de dislocations) dans la mesure où la morphologie des microstructures associées à ces hétêrogénéités plastiques est relativement aléatoire car corrélée à la désorientation rclative des réseaux au passage des joints de grains.
La formation des cellules de dislocations
Tant en chargement cyclique que monotone, la déformation plastique intragranulaire ou dans un monocristal n’est pas uniforme à l’échelle du pm. On observe, lorsque la température à laquelle est produite la déformation dépasse une température critique, la formation d’une structure de dislocations sous forme de cellules à faible densité de dislocations et des parois à forte densité.
De nombreuses études confirment cette observation. Luft [L91] définit cette température critique ou de transition (Tc) pour les métaux à structure cristalline cubique centrée (CC) comme le molybdène ou le fer, entre 0,1 Tf et 0,2 Tf (Tf décrit la température de fusion en K du métal). Lorsque la déformation plastique s’effectue à une température inférieure à Tc, il apparaît une structure homogène de dislocations (cf. figure II.4). I-e métal CC contient de longues dislocations vis de vecteurs de Burgers alz . Ces longues dislocations vis produites par paire et de signes opposésont dues à la grande mobilité des dislocations coins.
Avec la montée de la tempérarure, la différence entre la mobilité des dislocations vis et des non-vis devient progressivement petite par rapport à I’activité thermique. Lorsque la température T de la déformation plastique est supérieure à la température de transition Tc, c’est-à-dire quand la mobilité des dislocations vis et coins sont comparables, les métaux de structure CC ont des comportements à la déformation similaires aux métaux à structure cubique face centrée.
Il apparaît alors des analogies entre ces deux types de strucfure, notamment une formabilité facile et une haute ductilité. En règle générale, un arrangement inhomogène des dislocations est développé. Après quelques pourcents de déformation plastique, une microstructure du type cellulaire est induite .
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Table des matières
Chapitre I : Inroduction
Chapitre II z Hétérogénéités plastiques intra et
intergranulaires : Analyse,
classification, conséquencest
sfatégie pour une modélisation
micromécanique
II.1 – Analyse et classification des hétérogénéités plastiques
II. 1.1 – Hétérogénéités plastiques intergranulaires
II.I .2 – Hétéro généité s plasti que s intrag ranulaires
a) I-a subdivision des grains en différentes zones à
glis s ement multiple homogène
b) Formulation des cellules de dislocations
c) Microbandes de cisaillement
II’z – Caractéristiques des cellules de dislocations
II.2.l – Formation et effet de la tempérarure
II.2.2 – Caractéristiques morphologiques
II.2.3 – lnfluence du chargement
a) Forme et orientation des cellules
b) Texture de Ia microstructure
c) Chargement complexe
II.3 – Conséquences de la formation des hétérogénéités
plastiques sur le comportement macroscopique
II.3.l – I-es acquis de la modélisation autocohérente
I1.3.2 – [æs insuffisances des modèles actuels
II.4 – Stratégie pour une modélisation micromécanique
[.4.1 – Schéma classique de la modélisation du comportement local en élastoplastique
1I.4.2 – Mécanique et micromécanique des cellules de dislocations
Chapitre III : Démarche thermomicromécanique
Itr.l – Cadre micromécanique de la description du problème
m.l.l – Description cinématique
m.1.2-eontraintes
a) Formulation intégrale
b) L’inclusion classique
c) L’inclusion enrobée
Itr.1.3 – OÉrateurs interfaciaux
m.2 – Discontinuités interfaciales mobiles
m.2.1- Energie libre d’Helmholtz
m.2.2 – Dérivée de l’énergie d’Helmholtz
Itr.2.3 – Puissance des efforts extérieurs
m.2.4 – Dissipation intrinsèque
m3 – Application au cas des cellules de dislocation
Itr.3.1 – Représentation simplifiée de la structure cellulaire
m3.2 – Calcul de la dissipation
Itr.3.3 – Cas particuliers – discussion
a) Cas particuliers
b) Discussion
Itr.4 – Modèle biphasé – Calcul direct
m.4.1 – Energie libre d’Helmholtz et sa dérivée
m.4.2 – Puissance des efforts extérieurs et dissipation
m.s-Conclusion
Chapitre IV : Lois complémentaires et comportement global
IV.l – Comportement global en élastoplasticité
IV.l.l – Introduction du glissement plastique cristallographique
IV.1.2 – Comportement global
lV.2 – Les forces critiques
IV.3 – Elèments de physique de la dissipation
IV.3.l – Ecrouissage par déformation plastique
a) Ecrouissage latent et auto-écrouissage
b) Ecrouissage non local
c) Approximation biphasée de la structure cellulaire
Somnire
IV.3.2 – Evolution de la microstructure
a) Influence des paramètres de la microstructure sur l’énergie
interne
b) Extension formelle au cas où la microstructure est
contrainle
IV.4 – Conclusion
Chapitre V : Modélisation simplifiée et applications numériques
V.l. – Hypothèses simplificatrices
V.1.1 – Hypothèse sur la Fraction volumique
Y.1.2 – H)rpothèses sur les Caractéristiques morphologiques
V.1.3 – Hypothèse sur le glissement plastique
v.2 – Résultats comparés avec des modèles précédents
V .2.1- Données initiales
V.2.2 – Réponse élastoplastique
V.2.3 – Texture cristallographique et anisotropie plastique
V.3 – Résultats concernant la microstructure intragranulaire
V.3.1 – Traction uniaxiale
V.3.2 – Effet de certains paramètres
V.3.3 – Autres trajets
V.4 – Discussion
Chapitre VI : Conclusion générale
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