Il existe d’autres types d’interactions avec les atomes en solutés et les dislocations mobiles. Dans le
cadre de cette partie, un livre est principalement utilisé comme référence : « Dislocations et déformation plastique – Yravals 1979 » [38].
Lors des essais de traction ou de compression à vitesse de déformation imposée et constante, la contrainte varie usuellement de façon monotone. Or dans certains alliages, des instabilités plastiques peuvent être observées sur les courbes contrainte-déformation par la présence de crochets et
décrochements répétés. A l’échelle macroscopique, ces instabilités sont caractérisées par la présence de bandes de déformation au sein de l’échantillon. Ces décrochements répétés se manifestent par l’apparition de chutes brutales ou de paliers de contrainte selon le type d’essai. Ce type de
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déformation imposée) et d’une machine « molle » (contrainte imposée), pour un alliage de fer
présentant 1,5 % de Si, déformé à 300°C [39]. Lorsque la contrainte est imposée, les instabilités de déformation plastique sont caractérisées par des paliers de contrainte alors que pour une vitesse de déformation imposée, ce sont des chutes de contraintes qui sont observées. De plus, lorsque la vitesse
de déformation est constante, les décrochements n’apparaissent qu’à partir d’une certaine valeur de déformation εp (déformation plastique totale).
Sachant que la déformation totale est la somme des déformations plastiques et élastiques (εp + εe), et
donc que la vitesse de déformation totale �̇ correspond à la somme de la vitesse de ces déformations (ε�̇ + ε ̇ ), Rodriguez [40] a montré que les décrochements de contrainte apparaissent lorsque la vitesse de déformation plastique ε�̇ dépasse la vitesse de déformation imposée.
Figure I-21 : Comparaison des courbes contrainte-déformation obtenues dans le cas d’une vitesse de déformation
constante (machine dure) et d’une contrainte constante (machine molle) pour un alliage Fe-1,5% Si déformé à 300°C, d’après Cuddy et Leslie [39].
Il a été montré que pour certains alliages, les instabilités de déformation plastique apparaissent pour une certaine gamme de températures et de vitesses de déformation. La Figure I-22 montre des courbes contrainte-déformation obtenues lors d’essais de traction, à différentes températures, pour un alliage Al-5% Mg [38,41]. Lorsque la température est comprise entre 32 et 93°C, des décrochements sont visibles sur les courbes.
Chapitre I : Etude bibliographique
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Figure I-22 : Courbes contrainte-déformation à vitesse de déformation imposée (1,2.10-3 s-1) et à plusieurs températures, d’un alliage Al-5% Mg, d’après Vergnol et al. [38,41].
Il existe plusieurs types d’effet PLC, notés A, B et C. Ils ont d’abord été étudiés par Brindley et al.
[42], puis par Rodriguez [40] et Chihab et al. [43].
La Figure I-23 montre des courbes contrainte-déformation d’alliages Cu-In lors d’essais de traction à vitesse de déformation imposée (8,3.10-4 s-1) et à différentes températures. Ces courbes mettent en
évidence la présence de plusieurs types d’effet PLC [38,42].
Le type A est caractérisé par une augmentation brutale de la contrainte suivie d’une chute avant de
revenir à un niveau de contrainte moyenne. Une légère augmentation de la contrainte est observée
entre chaque décrochement. Ce type d’effet PLC est périodique et de fréquence faible après leur
apparition. Ces décrochements apparaissent à des températures basses et pour des vitesses de
déformation élevées. A l’échelle macroscopique, l’effet PLC se traduit par des bandes de déformation à la surface de l’échantillon qui forment un front de déformation continu le long de l’éprouvette.
Le type B correspond à de courtes successions de décrochements, la contrainte augmente au-dessus du niveau moyen, puis une chute brutale est observée en-dessous de ce seuil. Le type B apparait pour des températures élevées et de faibles vitesses de déformation ou à partir des déformations induites par le type A, lorsque la déformation augmente.
Contrairement au type B, les décrochements de type C sont des chutes brutales de contrainte qui
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Figure I-23 : Courbes contrainte-déformation mettant en évidence les trois types d’effets PLC en fonction de la température et du taux de déformation dans un alliage Cu-In, d’après Brindley et al. [42] et [38].
A l’échelle microscopique, les effets PLC ont pour origine les interactions entre les dislocations
mobiles et les atomes de soluté qui diffusent. Selon Kubin et al. [44], dans le domaine des effets PLC, la résistance au glissement diminue quand la vitesse de déformation augmente. L’équation ci-dessous
permet d’établir un lien entre le comportement macroscopique (bandes PLC) et les mécanismes intervenant à l’échelle microscopique [44,45] :
� = � + � �̇ Équation I-3
avec h le taux d’écrouissage qui est considéré comme constant et la fonction � �̇ qui prend en
considération l’interaction entre les dislocations mobiles et les obstacles locaux.
Penning [45] et Kubin et al. [44] ont défini la sensibilité de la contrainte d’écoulement, à la vitesse de déformation (SRS = Strain Rate Sensitivity en anglais), telle que présentée par l’Equation I-4. Ces auteurs ont montré que ces instabilités plastiques surviennent lorsque ce paramètre devient négatif, comme présenté sur la Figure I-24 avec ε̇ ≤ ε̇ ≤ ε̇ .
Chapitre I : Etude bibliographique
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� = �̇� = �̇ ��̇ Équation I-4
Figure I-24 : Evolution de la fonction � �̇ à vitesse de déformation fixée, d’après [46].
Les observations expérimentales ont montré que les effets PLC n’apparaissent qu’à partir d’un certain
taux de déformation critique �� qui décroit avec la température [38]. La description classique est
repose sur l’interaction dynamique entre solutés et le champ de déformation dû aux dislocations : lors
du déplacement des dislocations, il y a un chargement progressif de la ligne de dislocation en solutés.
L’accumulation de ces atomes étrangers au cœur des dislocations génère « un nuage de Cottrell » qui
freine le mouvement des dislocations. Selon les modèles, la formation du cortège d’atomes peut se
faire pendant le mouvement et/ou pendant l’arrêt des dislocations.
Lorsque les dislocations s’arrêtent, entravées dans leur mouvement par le nuage de Cottrell, les dislocations sont dites « épinglées » (Cf. Figure I-25). Pour permettre aux dislocations d’avancer, la contrainte est nécessairement augmentée. Quand les dislocations se dégagent du nuage de Cottrell, la contrainte nécessaire à leur déplacement diminue. Elles se déplacent dans une zone « nettoyée » en atomes en soluté. Cependant, les atomes en solution diffusent à une vitesse suffisante pour rattraper et épingler à nouveau la dislocation. Il y a donc compétition entre vitesse de solutés et vitesse des dislocations. De plus, lors du mouvement des dislocations, celles-ci engendrent une perturbation des
autres dislocations épinglées, il s’en suit un effet d’avalanche. L’effet PLC est donc caractérisé par des évènements d’épinglage ou de désépinglage successifs des dislocations par les atomes de soluté.
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Figure I-25 : Schématisation de l’effet PLC, en température et à l’échelle microscopique avec une première étape de
diffusion des atomes vers la dislocation en mouvement, suivie d’une étape d’épinglage par les atomes en solution et la
libération brusque de la dislocation de son nuage de Cottrell.
Il existe d’autres types d’instabilités mécaniques. La Figure I-26 présente une courbe contrainte- déformation d’un acier doux. Lors du stade de déformation élastique, la contrainte atteint un sommet
appelée « limite d’élasticité supérieure » puis chute brusquement jusqu’à un certain niveau et reste constante : c’est la « limite d’élasticité inférieure ». Celle-ci est caractérisée par un plateau de
déformation dont l’étendue augmente aux basses températures et aux vitesses de traction élevées. Durant ce palier de déformation, l’échantillon est traversé par un ou plusieurs fronts de déformation :
ce sont les bandes de Piobert-Lüders. Après le passage de ces bandes, la contrainte augmente et
l’échantillon se déforme de manière homogène. Contrairement aux bandes PLC, les bandes de Piobert- Lüders ne traversent qu’une fois l’échantillon et la propagation de ces bandes se déroule à contrainte d’écoulement constante. De plus, le domaine d’existence et la vitesse de propagation des bandes de
Piobert-Lüders ne dépendent pas de la température, la sensibilité à la vitesse de déformation est positive.
Figure I-26 : Courbe contrainte-déformation d’un acier doux mettant en évidence la présence de bandes de Lüders [38].
Chapitre I : Etude bibliographique
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