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Auteur(s)
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Georges SAADA : Ancien élève de l’École Polytechnique - Professeur à l’Université Paris-Nord
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Lire l’articleINTRODUCTION
L’étude de la déformation plastique a sans doute eu pour origine le souci de maîtriser le formage et l’utilisation des matériaux, et dans un premier temps, des métaux. De ce fait, elle a été longtemps empirique et ce n’est que depuis quelques dizaines d’années qu’ont été élaborés les concepts nécessaires à la compréhension des phénomènes physiques se produisant lors des écoulements plastiques. Si, pour les solides cristallins, auxquels nous nous limiterons dans cet exposé, les mécanismes de base sont assez bien compris, la dynamique des écoulements est encore assez mal connue et constitue actuellement un axe de recherche extrêmement actif.
Rappelons que, lorsqu’un solide cristallin est soumis à une contrainte, il se déforme de manière réversible tant que la contrainte est inférieure à une certaine valeur critique, dite limite élastique. Au-delà de cette contrainte critique, la déformation cesse d’être réversible. Lorsque la contrainte est supprimée, il subsiste une déformation, dite déformation plastique. Si l’on poursuit la déformation, le solide finit par se rompre. L’aptitude à tolérer une déformation plastique importante est la ductilité. Celle-ci dépend à la fois de la nature du matériau et de l’essai. Par exemple, il est possible de réduire, par laminage en plusieurs passes, un bloc métallique dont les dimensions sont de l’ordre du mètre à une plaque dont l’épaisseur est de l’ordre de la fraction de millimètre, soit une déformation de l’ordre de 10 3, alors qu’en traction uniaxiale il est difficile d’atteindre une déformation à la rupture supérieure à 1.
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VERSIONS
- Version archivée 1 de avr. 1980 par Georges SAADA, André ZAOUI, H. ARNOUX
- Version courante de oct. 2017 par Georges SAADA
DOI (Digital Object Identifier)
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Mobilité des dislocations. Écoulement plastiqueArticle inclus dans l'offre
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3. Contraintes internes
3.1 Introduction
Dans la pratique, avant toute déformation, les métaux et alliages se présentent sous forme de polycristaux contenant ou non des inclusions, c’est‐à‐dire sous la forme d’un système hétérogène fait de cristaux d’orientation et (ou) de structure différente. Depuis une vingtaine d’années, on assiste au développement de matériaux polyphasés ou composites. Dans certains cas, il s’agit de matériaux à fibres, très anisotropes, telles par exemple les matrices de cuivre renforcées par des fibres de tungstène. Un autre exemple est celui des superalliages à base de nickel type MC2 ou CMSX‐2 où une phase ordonnée précipite sous forme de cubes répartis régulièrement dans une matrice désordonnée. Il en résulte qu’en général les dislocations ne peuvent se propager d’un grain à l’autre. Les interfaces, joint de grain ou joint de phase selon les cas, jouent donc un rôle essentiel.
Il faut donc tenir compte de cette complication qui s’accroît encore lorsque, comme c’est souvent le cas à haute température, les interfaces sont mobiles. Même dans un monocristal, l’expérience établit clairement que les écoulements plastiques correspondent à des phénomènes dynamiques d’une grande complexité et qui se traduisent par des hétérogénéités dans la distribution spatiale de la déformation comme des contraintes. Ces hétérogénéités se manifestent à plusieurs échelles : ligne de dislocation, bande de glissement, grains, éventuellement ensemble de grains. De même, les échelles de temps varient, elles, d’un type de défaut ou de sollicitation à un autre dans des proportions considérables. Il n’existe pas d’ensemble d’observations expérimentales permettant de décrire les phénomènes pertinents aux diverses échelles. Par ailleurs, comme nous l’avons déjà souligné, la dynamique d’un ensemble de 1010 m–3 dislocations défie nos possibilités théoriques 1.3...
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