Recueil des résumés

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Recueil des résumés

28 - 30 avril 2015
Recueil des Résumés
2
SOMMAIRE & PROGRAMME
Communications orales du mardi 28 avril...................................................... p.9
14:00 Jean-Loup STRUDEL Mécanismes de plasticité des superalliages à base de nickel
................................................................................................................................................ p.10
14:40 Guillaume LAPLANCHE Evolution du coefficient d'expansion thermique et des
modules d'élasticité en fonction de la température de l'alliage CoCrFeMnNi ....................... p.11
15:00 Florence PETTINARI-STURMEL Caractérisation par MET de la microstructure et
des micromécanismes de déformation du nouveau superalliage AD730™ ........................... p.12
15:20 Alexis BURR Etude expérimentale de la déformation viscoplastique de cylindres
onocristallins de glace ............................................................................................................ p.13
16:20 Tatiana LEBEDKINA Unusual behavior of deformation bands during jerky flow in an
AlMg alloy containing precipitates ........................................................................................ p.14
16:40 Karine GOURIET
Dislocation modelling in Ti2AlN MAX phase based on the Peierls-Nabarro model ............ p.15
17:00 Stéphane BERBENNI Analyse micromécanique du maclage secondaire dans un alliage
de magnésium ......................................................................................................................... p.16
Communications orales du mercredi 29 avril .............................................. p.19
8:40 Claude FRESSENGEAS Continuous modeling of cracks/ grain boundaries/dislocations
interactions ............................................................................................................................. p.20
9:20 Maeva COTTURA Coupling Phase Field method with dislocation density based
plasticity ................................................................................................................................. p.21
9:40 Francesca BOIOLI Creep properties of Olivine by 2.5D dislocation dynamics
simulations ............................................................................................................................. p.22
10:00 Cameron SOBIE Scale transition using discrete dislocation dynamics and the Nudged
Elastic Band method............................................................................................................... p.23
11:00 Antoine RUFFINI Modèle de champ de phase couplant fissures et dislocations en
grandes déformations ............................................................................................................. p.24
11:20 Komlan Senam DJAKA Une approche spectrale pour la résolution numérique de
l'équation de transport des densités de dislocations ............................................................... p.25
11:40 Ronan MADEC Coefficients d'interaction dans les cubiques à faces centrées : deux
effets non négligeables ? ........................................................................................................ p.26
3
12:20 Nicolas BERTIN A FFT-based formulation for efficient mechanical fields computation
in isotropic and anisotropic periodic discrete dislocation dynamics ...................................... p.27
14:00 Pierre BASTIE Diffraction des rayons X durs : une approche complémentaire pour la
plasticité ................................................................................................................................. p.28
14:40 Berangère LUTHI Reconstruction du coeur de la dislocation induit par la ségrégation
de soluté dans les métaux cubiques centrés ........................................................................... p.29
15:00 Liang LIANG Simulations ab initio de défauts étendus du Ti α avec solutés H et O
............................................................................................................................................................................ p.30
15:20 Zhengxuan FAN Simulation atomistique de l'irréversibilité du glissement cyclique en
surface dans les métaux de type CFC ..................................................................................... p.31
16:20 Döme TANGUY Effet de l'hydrogène sur l'émission de dislocations dans Al........... p.32
16:40 Marc LEGROS Plasticité par migration de joints de grain, expériences en MET in situ
et simulations atomistiques .................................................................................................... p.33
17:00 Alexandre MUSSI Caractérisation de la plasticité de l'olivine par tomographie
électronique ............................................................................................................................ p.34
Communications orales du jeudi 30 avril ..................................................... p.37
8:40 Edgar RAUCH La technique ACOM-TEM : une autre façon de voir la plasticité ..... p.38
9:20 Julien GUENOLE
Atomistic Simulations of Dislocation-Interface Interactions in the γ/γ' Microstructure in Nibase Superalloys ..................................................................................................................... p.39
9:40 Céline GERARD Ni-based superalloy : neighboring effect on a grain scale model during
the viscoplastic deformation................................................................................................... p.40
10:00 Sami HAMADE Effet de la plasticité et de la pression atmosphérique sur la formation
et l'évolution de cloques en forme de 'donut' et 'croissant' ..................................................... p.41
11:00 Guillaume PARRY Buckling induced thin films patterning controlled via interface
plasticity ................................................................................................................................ p.42
11:20 Pierre HIREL Les céramiques peuvent-elles être ductiles ? Structures et mobilité des
dislocations dans les perovskites ............................................................................................ p.43
11:40 Julien GODET Mise en évidence des mécanismes contrôlant la transition fragile ductile
aux petites dimensions dans le silicium ................................................................................. p.44
Posters ............................................................................................................... p.45
Jonathan AMODEO Compression de nanoparticules d’oxyde de magnésium : étude par
dynamique moléculaire et microscopie in situ ....................................................................... p.46
Thierry AUGER Simulation multi-échelle de la rupture intergranulaire environnementale
................................................................................................................................................ p.47
4
Selim BEL HAJ SALAH Plasticité des nanoparticules métalliques .................................... p.48
Ilhem BEN CHEIKH Etude de la multi-fissuration de couches fragiles et d’assemblages
fragiles/ductiles sur substrat souple........................................................................................ p.49
Nadia BEN DAHMANE Cloquage des films minces ductiles ............................................. p.50
Stéphane BERBENNI Calculs numériques des champs élastiques de défauts type dislocations
ou désinclinaisons par une approche basée sur la FFT .......................................................... p.51
Philippe CASTANY Déformation par maclage d’un alliage de titane β métastable
superélastique ......................................................................................................................... p.52
Solène COMBY Development and application of an in-situ SEM nanoindenter coupled with
electrical measurements ......................................................................................................... p.53
Benjamin DOUAT Reconstruction de surface et plasticité du niobium............................... p.54
Kodjovi GBEMOU Modélisation continue des cœurs de dislocations à l’aide d’une théorie de
mécanique des champs de dislocations .................................................................................. p.55
Aurélie JOSEPH Etude de matériaux composites Al/Al-Cu-Fe .......................................... p.56
Olivier MAC KAIN Modélisation du maclage dans le zirconium ....................................... p.57
Camila MALLMANN Mécanismes de déformation plastique des nanocomposites à matrice
magnésium élaborés via production par friction malaxage .................................................... p.58
Vincent TAUPIN Modeling polycrystal plasticity using field disclination and dislocation
mechanics ............................................................................................................................... p.59
Hareesh TUMMALA Influence of grain shape on dislocation slip activity in free-standing thin
films ........................................................................................................................................ p.60
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PLASTICITE 2015
Autrans
28-30 AVRIL 2015
Comité d’organisation
Christophe DEPRES – SYMME - Annecy
Emilie FERRIE – SIMaP – Grenoble
Marc FIVEL – SIMaP – Grenoble
Guillaume PARRY – SIMaP – Grenoble
Michel PEREZ – MATEIS – Lyon
Döme TANGUY – ILM - Lyon
Avec le soutien de
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COMMUNICATIONS
ORALES
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Mardi 28 avril
12:40 - 14:00
14:00 - 14:40
REPAS
Jean-Loup STRUDEL
Mécanismes de plasticité des superalliages à base de nickel
14:40 - 15:00
Guillaume LAPLANCHE
Evolution du coefficient d'expansion thermique et des modules d'élasticité en fonction
de la température de l'alliage CoCrFeMnNi
15:00 - 15:20
Florence PETTINARI-STURMEL
Caractérisation par MET de la microstructure et des micromécanismes de déformation
du nouveau superalliage AD730™
15:20 - 15:40
Alexis BURR
Etude expérimentale de la déformation viscoplastique de cylindres monocristallins de
glace
15:40 - 16:20
PAUSE
16:20 - 16:40
Tatiana LEBEDKINA
Unusual behavior of deformation bands during jerky flow in an AlMg alloy containing
precipitates
16:40 - 17:00
Karine GOURIET
Dislocation modelling in Ti2AlN MAX phase based on the Peierls-Nabarro model
17:00 - 17:20
Stéphane BERBENNI
Analyse micromécanique du maclage secondaire dans un alliage de magnésium
17:20 - 19:00
POSTERS
20:00 - 21:00
REPAS
9
Loïc Naze1, Marc Fivel2 et Jean loup Strudel1*
1
2
CNRS-UMR 7633, Centre des Matériaux, Mines-ParisTech, BP-86, 91003 ÉVRY Cedex (France)
SIMaP-GPM2, Grenoble INP, 101 Rue de la Physique, BP-46, 38402 St Martin d’Heres, France.
*[email protected]
Utilisé dans la fabrication des pièces de turbines aéronautiques ou terrestres les plus sollicités
à haute température, les superalliages base nickel sont capables de conserver des propriétés
mécaniques (contrainte d'écoulement et ductilité) exceptionnellement élevées : 1100 MPa à
400° C et encore 150 MPa à 1100° C. Ces particularités résultent de la combinaison de multiples
mécanismes de durcissement opérant simultanément dans un large domaine de tailles de
microstructure et de températures. On citera en particulier : 1 – la taille de grain, petite pour les
applications basses températures, colonnaires ou même monocristalline pour les hautes
températures ; 2 – la distribution spatiale des phases durcissantes, leur taille, leur composition,
les contraintes internes qu'elles génèrent ; 3 – la configuration des dislocations introduites par
la déformation plastique et viscoplastique ;
4 –le durcissement de solution solide de la
matrice et des précipités, obtenu par une composition chimique optimisée.
Au cours de leur déplacement et de leur multiplication, les dislocations sont confrontées
à l'alternative de contourner ou de cisailler les précipités γ’ qui occupent 35 à 60% du volume
de l'alliage. Différents mécanismes de contournement de type Orowan sont observés selon la
taille des précipités et la contrainte locale ; de même des cisaillements par configurations
complexes de dislocations partielles engendrent des défauts d'empilement de surstructure, soit
intrinsèques (S ISF), soit extrinsèques (S ESF). L'accumulation de ces défauts dans des plans
successifs conduit à la formation de macles mécaniques dont le nombre de systèmes activés,
l’épaisseur ou l'extension planaire dépend des conditions de sollicitation.
Des champs de contrainte à courte ou moyenne distance sont intentionnellement
introduits, généralement à l'aide d'un misfit γ−γ’ négatif que l'on tente de conserver jusqu'aux
plus hautes températures. Les dislocations de la matrice sont pilotées dans leur mouvement et
dans leur configuration par l'intensité, l'étendue et la configuration de ces champs de contrainte
qui évoluent avec la morphologie de la précipitation au cours de la déformation : mise en radeau
de la microstructure.
10
Evolution du coefficient d’expansion thermique et des modules d’élasticité
en fonction de la température de l’alliage de haute entropie CoCrFeMnNi
G. Laplanche1*, P. Gadaud2, O. Horst1, F. Otto1, G. Eggeler1, E.P. George1
1
2
Institut für Werkstoffe, Ruhr-Universität Bochum, Germany
Institut P’, CNRS-ISAE-ENSMA-Université de Poitiers, Futuroscope-Chasseneuil, France
*
[email protected]
Les alliages de haute entropie (AHE) sont une nouvelle classe de matériaux constitués
d’au moins cinq éléments ayant chacun une concentration pouvant varier entre 5 et 35 % at. [1].
Le terme « haute entropie » est basé sur l’hypothèse que l’entropie de mélange élevée de ces
alliages pourrait favoriser la formation d’une solution solide aux dépends d’une structure
multiphasée. L’alliage équiatomique cubique à faces centrées CoCrFeMnNi est maintenant
considéré comme un AHE modèle pour lequel des propriétés mécaniques inhabituelles ont été
reportées. Des essais de traction dans la gamme (77 K – 673 K) ont montré que la contrainte
d’écoulement ainsi que la ductilité de cet alliage augmentent simultanément lorsque la
température diminue de 673 K à 77 K [2]. Cependant aucune tentative n’a été menée jusqu’à
présent afin d’étudier la contribution de la variation du module de cisaillement avec la
température à la dépendance en température de la contrainte d’écoulement.
Dans cette étude, un lingot de l’alliage CoCrFeMnNi a été produit par coulée
conventionnelle. Le matériau brut de coulée a été homogénéisé puis son diamètre a été réduit
par martelage rotatif jusqu’à un taux de réduction de 60%. Le matériau ainsi déformé a ensuite
été soumis à un traitement thermique de recristallisation. Le caractère monophasé de l’AHE
recristallisé a été confirmé par diffraction des rayons X. Après recristallisation, le matériau n’est
que très faiblement texturée et présente des grains équiaxes. Finalement, les évolutions avec la
température du coefficient d’expansion thermique, du module d’Young et du module de
cisaillement ont été déterminées sur une large gamme de températures [3]. Ces résultats
montrent de fortes similitudes avec ceux obtenus dans les aciers austénitiques.
[1]
[2]
[3]
J.W. Yeh, S.K. Chen, S.J. Lin, J.Y. Gan, T.S. Chin, T.T. Shun, S.Y. Chang, Advanced
Engineering Materials 6 (2004) 299-303.
F. Otto, A. Dlouhy, C. Somsen, H. Bei, G. Eggeler, E.P. George, Acta Materialia 61
(2013) 5743–5755.
G. Laplanche, P. Gadaud, O. Horst, F. Otto, G. Eggeler, E.P. George, Journal of alloys
and compounds 623 (2015) 348-353.
11
Caractérisation par MET de la microstructure et des micromécanismes de
déformation du nouveau superalliage AD730 TM
Florence Pettinari-Sturmel1*, Muriel Hantcherli1, Joël Douin1, Bénédicte Warot-Fonrose1,
Patrick Villechaise2, Jonathan Cormier 2, Alexandre Devaux 3
1
CEMES, Toulouse
PPRIME, ENSMA, Poitiers
3
Aubert & Duval, Site des Ancizes BP1, Les Ancizes
2
*
[email protected]
Dans un contexte aéronautique où la compréhension du comportement des matériaux en
conditions réelles d’utilisation devient un enjeu incontournable, un nouveau superalliage
polycristallin base nickel a été élaboré par Aubert & Duval (AD 730TM) pour la fabrication des
disques de turbines des futurs turboréacteurs pour application civile [1]. Ce superalliage
correspond au cahier des charges des disques de turbines soumis en service à des chargements
de type fatigue, fluage ou plus complexes qui combinent ces deux types de chargement.
Si le comportement mécanique de superalliages pour disque a été largement étudié par le passé
dans une large gamme de sollicitations mécaniques et de températures [2 – 4], les données
présentes dans la littérature ouverte sur les mécanismes de déformation sur l’AD730TM sont
insuffisantes en raison de son récent développement. Des études antérieures sur des alliages
similaires N18, NR3 et UdimetTM 720Li [5- 8] ont montré que l’état de précipitation contrôle
le comportement mécanique de ce type de superalliages lors d’essais menés autour de 700°C.
A contrario, dans le domaine de température 770°C - 800°C, le rôle de la taille des grains
devient prépondérant.
Afin d’analyser l’influence de la microstructure sur le comportement en fluage à 700°C dans le
cas de l’AD730TM, différents traitements thermiques ont été réalisés afin de caractériser les états
microstructuraux correspondant et d’identifier, in fine, leur influence sur les micromécanismes
de déformation. Des analyses conventionnelles en Microscopie Electronique en Transmission
ont donc été menées sur ce nouveau superalliage polycristallin base Ni AD730TM pour les
différents traitements thermiques. Elles ont permis de caractériser la microstructure qui consiste
en une précipitation parfois multimodale de précipités durcissants γ’ dans une matrice cfc γ.
Des expériences post-mortem au MET effectuées après fluage et des essais de déformation in
situ sous MET ont aussi été réalisées. Des interactions entre les dislocations et précipités
durcissants γ' ont été identifiées et comparées aux résultats obtenus dans d’autres superalliages
similaires. Enfin, l'effet du traitement thermique sur la chimie locale a aussi été analysé par
spectroscopie EELS et EDX.
References
1. A. Devaux et al., Advanced Materials Research 278, pp. 405-410 (2011)
2. S. Dubiez et al., Material Science and Engineering, A 387-389 p 599-603 (2004),
3. G.B. Viswanathan et al., Acta Mater 53 pp. 3041-3057 (2005)
4. V. Provendier-Aubourg et J.L. Strudel, phys stat. qol. q (1995)
5. B. Flageolet, Thèse Université de Poitiers (2005)
6. T. Billot et al., International Journal of fatigue 32, pp.824-829 (2010)
7. S. Raujol et al., Materials Science and Engineering A 387-389, pp. 678-682 (2004)
8. J. Douin et al., Acta Mat. 55, pp. 6453-6458 (2007)
12
Etude expérimentale de la déformation viscoplastique de cylindres
monocristallins de glace
Alexis Burr1,2*, Armelle Philip1, Christophe L. Martin2
1LGGE, Univ. Grenoble Alpes, F-38041Grenoble
2SIMaP, Univ. Grenoble Alpes, F-38000 Grenoble
*[email protected]
Dans un contexte climatique instable, il est important de bien connaître les évolutions
antérieures de notre environnement. Les carottes de glace et de neige sont des archives
climatiques privilégiées et sont donc étudiées (teneur en gaz, etc …) et datées. Pour cette
dernière opération il est nécessaire de comprendre comment les gaz sont capturés par la glace.
C’est pourquoi, l’étude de la densification de la neige jusqu’à la fermeture des pores (capture
des gaz) est primordiale dans ces études climatiques.
La densification de la neige se fait par réarrangement, par frittage, et par déformation
viscoplastique des grains de neige. Chacun de ces grains peut être considéré comme une
cristallite de glace, ce qui le rend fortement anisotrope du fait de sa structure cristalline proche
de l’hexagonale compacte (c/a = 1.629 pour la glace). Pour comprendre comment se déforment
deux grains en contact, des essais de fluage en compression de cylindres monocristallins ont été
mis en place, et étudiés en lumière polarisée (figure a) et par corrélation d’images (figure b).
Ces expériences réalisées avec un ou deux cylindres superposés, et pour différentes orientations
cristallographiques, ont montré la forte influence du caractère viscoplastique et anisotrope du
matériau glace sur la déformation des cristallites.
Un modèle viscoplastique a par ailleurs été proposé et implémenté dans un code aux éléments
discrets, pour prendre en compte le comportement anisotrope de la glace. L’analyse de
l’interaction entre deux cylindres va permettre d’affiner les lois de contact et ainsi de simuler
la densification de la neige jusqu’à la fermeture des pores.
Figure a : Observation en lumière polarisée
à 4% de déformation macroscopique et
après 3h38 de chargement vertical à 53N.
Figure b : Cisaillement dans le plan de base
(en %) obtenu par corrélation d’images
numériques (logiciel ©cmv).
13
Unusual behavior of deformation bands during jerky flow
in an AlMg alloy containing precipitates
Taatiana A. Lebedkina1,2*, Mikhail A. Lebyodkin1,
Daria A. Zhemchuzhnikova3, Rustam O. Kaibyshev3
1
Laboratoire d'Etude des Microstructures et de Mécanique des Matériaux (LEM3), CNRS
UMR 7239, Université de Lorraine, Ile du Saulcy, 57045 Metz, France
2
Laboratory of Excellence on Design of Alloy Metals for low-mAss Structures (DAMAS),
Université de Lorraine, Ile du Saulcy, 57045 Metz, France
3
Laboratory of the Mechanical Properties of Nanoscale Materials and Superalloys,
Belgorod State University, Pobeda 85, Belgorod 308015, Russia
*
[email protected]
Stress serration patterns and kinematics of deformation bands associated with the Portevin-Le
Chatelier (PLC) effect were examined by analyzing the evolution of the applied stress and axial
strain distribution in an Al–6%Mg–0.35%Mn–0.2%Sc–0.08%Zr–0.07%Cr alloy with a mean
grain size about 22 μm. Tensile tests were carried out at room temperature and strain rate
ranging from 10-5 s-1 to 6×10-2 s-1. High-frequency local extensometry technique was applied
to monitor the evolution of the axial strain distribution during deformation. Depending on the
strain rate, conventional A, B, C, or mixed types of serrations were observed on the stress-strain
curves. These types of behavior usually correspond to different kinematics of the PLC bands,
including band propagation at high strain rates and static bands in the opposite case.
Unexpectedly, the propagation mode was found for the investigated alloy in the entire strainrate range, even close to the lower boundary of the domain of existence of the PLC effect. Such
a persistence of the band propagation mode has not been observed nor predicted for the PLC
effect so far. Moreover, the existing models handling the dynamics of the PLC effect tend to
reproduce the transitions between the three types of serration patterns and deformation band
kinematics [1].
A hint to understanding this peculiarity can be found in its striking similarity with the persistent
propagation of deformation bands in TWinning Induced Plasticity (TWIP) steels, the
deformation of which is governed by a combination of dislocation glide and twinning [2].
Although the unstable plastic flow in TWIP steels is usually attributed to the PLC effect, such
persistent band propagation has not been explained so far. As twinning does not contribute to
plastic deformation of the investigated Al-Mg alloy, the similarity of the kinematics of
deformation bands in two materials cannot be ascribed to a unique microstructure feature, such
as twinning. A common property of these materials is that both twin boundaries and precipitates
are efficient obstacles to dislocation motion, which locally harden the material and generate
internal stresses promoting plastic flow in the neighbouring areas. The unusual behaviour of
strain propagation in the present alloy is discussed in relation with overstresses originating from
coherent Al3(Sc,Zr) dispersoids.
[1] S. Kok, M.S. Bharathi, A.J. Beaudoin, et al., Acta Mater. 51 (2003) 3651.
[2] T.A. Lebedkina, M.A. Lebyodkin, J.-Ph. Château, A. Jacques, S. Allain, Mater. Sci. Eng. A
519 (2009) 147.
14
Dislocation modelling in Ti2AlN MAX phase based on the Peierls-Nabarro
model
Karine Gouriet1*, Philippe Carrez1, Patrick Cordier1, Antoine Guitton2, Anne Joulain2,
Ludovic Thilly2, Christophe Tromas2
1
Unité Matériaux et Transformation, CNRS UMR 8207, Université de Lille 1, Bat C6, 59655
Villeneuve D'Ascq, France.
2
Institut Pprime, CNRS, Université de Poitiers, ENSMA, UPR 3346, 11 Boulevard Marie et
Pierre Curie, BP 30179, F-86962 Futuroscope, France
*[email protected]
The MAX phases represent a novel category of materials which have a lamellar structure and
high lattice anisotropy. Little is known yet about the elementary deformation mechanisms of
these phases. Microstructural observations on deformed samples suggest the prominence of
dislocation activity in the basal plane.
In this study, we model core structure of dislocations in the basal plane for one of those MAX
phases: Ti2AlN. We use a numerical approach, called the Peierls-Nabarro-Galerkin model
(PNG) coupled with first-principles calculations of generalized stacking fault. The GSF
calculations show that dislocation glide in the basal plane will occur preferentially between M
(here Ti) and A (here Al) planes.
We highlight the easiness of glide of 1/3 〈21 ̅1 ̅0〉 dislocations in the basal plane, due to the
dissociation into two partials 1/3 〈21 ̅1 ̅0〉 dislocation, whatever the dislocation character
(screw, mixed or edge). This easiness of glide in the basal plane is confirmed by calculation of
the Peierls stress. This study illustrates the importance in associating numerical models and
experimental data, in order to understand the deformation mechanism of complex materials.
15
Analyse micromécanique du maclage secondaire dans un alliage de
Magnésium
Z-Z. Shi1, Y. Zhang1, F. Wagner1, T. Richeton1, P-A. Juan1,2, J-S. Lecomte1,
L. Capolungo2, S. Berbenni*1
1
Laboratoire LEM3, CNRS UMR 7239, Université de Lorraine, METZ, France
2
Georgia Institute of Technology, UMI 2958 Georgia Tech–CNRS, 57070
METZ, France
*Sté[email protected]
Une analyse statistique a tout d’abord été conduite par rapport à l’apparition de maclage
secondaire (ou double maclage) pour des macles d’extension de type {10-12}-{10-12} dans un
alliage de magnésium AZ31 après deux compressions successives selon des directions
mutuellement perpendiculaires. Ces macles secondaires ont été classées en 4 groupes selon
leurs désorientations par rapport au grain parent. La majorité de celles-ci ont des facteurs de
Schmid (FS) relativement élevés et correspondent à une désorientation de 60° autour de l’axe
<0,14,-14,1> par rapport au grain parent ce qui correspond à un groupe de macles bien identifié
parmi toutes les variantes possibles. Cependant, l’analyse par les seuls FS ne permet pas de
discriminer pourquoi ce groupe est prédominant au niveau expérimental par rapport aux autres
groupes de variantes. C’est la raison pour laquelle un schéma micromécanique basé sur une
topologie sous forme de double inclusion a été développé pour résoudre analytiquement les
champs et l’énergie mécaniques associés à la configuration du maclage secondaire. En utilisant
les données expérimentales EBSD (figure) pour les macles secondaires pour caractériser la
forme de la double inclusion et les cisaillements propres au maclage primaire et secondaire, ce
modèle micromécanique a permis de montrer que le groupe de variantes observé est celui qui
minimise l’énergie libre par rapport aux autres groupes de variantes pour une contrainte
macroscopique donnée lors du deuxième chargement en compression selon la direction
transverse à la direction de laminage.
Figure : Cartographie EBSD de l’échantillon après 1.8% compression selon la direction de laminage (RD) suivie
de 1.3% compression selon la direction transverse (TD). Le code couleur est issu de la figure de pôle inverse selon
la direction normale (ND). Les flèches noires montrent la présence de maclage secondaire.
Remerciements: Les auteurs remercient l’Agence Nationale de la Recherche (ANR) sous le
Programme MAGTWIN (référencé ANR-12-BS09-0010-02).
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Mercredi 29 avril
8:40 - 9:20
Claude FRESSENGEAS
Continuous modeling of cracks/ grain boundaries/dislocations interactions
9:20 - 9:40
Maeva COTTURA
Coupling Phase Field method with dislocation density based plasticity
9:40 - 10:00
Francesca BOIOLI
Creep properties of Olivine by 2.5D dislocation dynamics simulations
10:00 - 10:20
Cameron SOBIE
Scale transition using discrete dislocation dynamics and the Nudged Elastic Band
method
10:20 - 11:00
PAUSE
11:00 - 11:20
Antoine RUFFINI
Modèle de champ de phase couplant fissures et dislocations en grandes déformations
11:20 - 11:40
Komlan Senam DJAKA
Une approche spectrale pour la résolution numérique de l'équation de transport des
densités de dislocations
11:40 - 12:00
Ronan MADEC
Coefficients d'interaction dans les cubiques à faces centrées : deux effets non
négligeables ?
12:00 - 12:20
Nicolas BERTIN
A FFT-based formulation for efficient mechanical fields computation in isotropic and
anisotropic periodic discrete dislocation dynamics
12:20 - 14:00
REPAS
14:00 - 14:40
Pierre BASTIE
Diffraction des rayons X durs : une approche complémentaire pour la plasticité
14:40 - 15:00
Berangère LUTHI
Reconstruction du coeur de la dislocation induit par la ségrégation de soluté dans les
métaux cubiques centrés
15:00 - 15:20
Liang LIANG
Simulations ab initio de défauts étendus du Ti α avec solutés H et O
15:20 - 15:40
Zhengxuan FAN
Simulation atomistique de l'irréversibilité du glissement cyclique en surface dans les
métaux de type CFC
15:40 - 16:20
PAUSE
16:20 - 16:40
Döme TANGUY
Effet de l'hydrogène sur l'émission de dislocations dans Al
16:40 - 17:00
Marc LEGROS
Plasticité par migration de joints de grain, expériences en MET in situ et simulations
atomistiques
17:00 - 17:20
Alexandre MUSSI
Caractérisation de la plasticité de l'olivine par tomographie électronique
17:20 - 19:00
POSTERS
19
Vincent Taupin1, Claude Fressengeas1*
1
Laboratoire d’Etude des Microstructures et de Mécanique des Matériaux
Université de Lorraine/CNRS, Ile du Saulcy, 57045 Metz Cedex, France
*
[email protected]
We propose a unified field theory of fracture and plasticity where the displacement
and rotation discontinuities arising between crack surfaces are assigned to smooth
areal/tensorial densities of crystal defects referred to as disconnections and r-disconnections
(rotational disconnections), through the incompatibility of the strain and curvature tensors. In a
dual way, the disconnections and r-disconnections are defined as line defects terminating
surfaces where the displacement and rotation encounter a discontinuity. Conservation
arguments for their strength (the crack opening displacement and opening rotation) provide a
natural framework for their dynamics in terms of transport laws for the defect densities. Similar
methodology is applied to the discontinuities of the plastic displacement and plastic rotation
arising from the presence of dislocations and disclinations in the body, which results in the
concurrent involvement of the dislocation/disclination density tensors in the analysis.
Elastic strain field in interacting edge crack (horizontal, left) and tilt boundary (vertical)
The present model can therefore be viewed as an extension of the mechanics of
dislocation and disclination fields to the case where continuity of the body is disrupted by
cracks. From the continuity of the elastic strain and curvature tensors, it is expected that the
stress/couple stress fields remain bounded everywhere in the body, including at the crack tip
and in dislocation/disclination cores. Thermodynamic arguments provide the driving forces for
the crystal defects motion, and guidance for the formulation of constitutive relationships
insuring non-negative dissipation. The Peach-Koehler-type forces on dislocations and
disclinations are retrieved in the analysis. Similar driving forces are defined for the
disconnections and r-disconnections. A threshold in the (r-) disconnection driving force vs.
velocity constitutive relationship translates into a Griffith-type fracture criterion. The finite
element simulations use algorithms already proposed in the field theory of dislocations. They
operate on regular meshes, and no mesh disruption is needed to update crack growth.
Physical phenomena such as grain boundary migration, grain rotation/dislocation
emission in the crack tip area, crack shielding/anti-shielding by dislocations and grain
boundaries, inter-granular crack growth, etc, observed in ultrafine-grained materials, are
interpreted in terms of static and dynamic interactions between dislocation / disclination /
disconnection fields. Sample/grain size effects on crack growth are a natural outcome of the
theory.
20
Coupling the Phase Field method with dislocation density based plasticity
Maeva Cottura1,2,*, Benoît Appolaire1, Alphonse Finel1, Yann Le Bouar1
1
LEM - Onera/CNRS, 92322 Châtillon
2
Current address:
DEN/DMN/SRMP - CEA Saclay, 91191 Gif-sur-Yvette
*
[email protected]
Mechanical properties of metallic materials strongly depend on their microstructure, i.e. on the
shape and spatial arrangement of the different phases in the materials. It is thus important, from
both fundamental and industrial viewpoints, to understand and control microstructure
evolution. The Phase Field Method has emerged as a powerful method for tackling
microstructure evolutions during phase transformations, especially when elastic coherency
stresses are generated in solids. However, in many materials, microstructure evolutions are
coupled with plastic activity, and there is currently a great research effort to extend the Phase
Field Method to take this coupling into account.
Within the Phase Field approach, plasticity can be incorporated either at the scale of dislocations
or in a continuous framework. In a first approach, we developed a coupled Phase Field model
with an isotropic strain gradient viscoplasticity model coming from generalized continuum
mechanics [1]. In this work, in order to improve the description of plasticity, the Phase Field
model is coupled to a crystal plasticity model based on dislocation densities. This model
includes the anisotropy as well as the size-dependence of the plastic activity, which is expected
when plasticity is confined in region below few microns in size. The model uses a storagerecovery law for the evolution of the dislocation density of each glide system and a hardening
matrix to account for the short-range interactions between dislocations.
The proposed coupled model is applied to study microstructure evolution in Ni-based
superalloys, more precisely, rafting during creep loading. First, we will show that the model
accounts for the change in mechanical behavior of the γ phase when the width of the channel
evolves. Then, we will present microstructural evolutions for creep loading along [100]
direction.
[1 ] M. Cottura, Y. Le Bouar, A. Finel, B. Appolaire, K. Ammar and S. Forest. A Phase
Field Model incorporating Strain Gradient Viscoplasticity: Application to Rafting
in Ni-base Superalloys, J. Mech. Phys. Solids, 60 :1243-1256. 2012
21
Creep properties of Olivine by 2.5-D dislocation dynamics simulations
Francesca Boioli1*, Benoit Devincre2, Philippe Carrez1, Patrick Cordier1
1
UMET, University of Lille1, Villeneuve d'Ascq, France
2 LEM, CNRS-ONERA, Chatillon, France
*
[email protected]
Large scale flow in the Earth's mantle involve plastic deformations of rocks and their
constitutive minerals. Due to the extremely slow strain rate conditions in the Earth's mantle, it
is very challenging to identify the fundamental mechanisms controlling such process. Thus, the
development of a multi-scale approach linking the atomic scale properties and the microscopic
elementary mechanisms to the macroscopic behavior is needed [1]. One of the key step in this
approach, is the description of dislocation-based intra-crystalline plasticity. Within this
framework, we present a model to investigate the creep of olivine, one of the main constituent
of the Earth's mantle, at the mesoscopic scale. In particular, we employ 2.5-Dimensional (2.5D) dislocation dynamics simulations to investigate the interplay between thermally activated
glide and climb motion and to study the effect of climb on olivine creep strain rates [2]. From
our results it emerges that it is fundamental to consider the climb mechanism in order to reach
steady state creep conditions. At high temperature (T>1400 K) and with applied creep stresses
between 10 and 100 MPa, it is possible to describe the creep strain rates by a power law. A
constant value for the stress exponent n close to 3 (see Fig. 1) and an activation enthalpy of 5.07
eV are found in agreement with published experimental results. From an analysis of the average
mobile dislocation density and velocity we formulate a semi-analytical model able to reproduce
the creep behavior in olivine at low stress and high temperature. At lower temperatures and for
larger applied stress values, deviations from this power law are found. Moreover, we found
climb plays a key role in the plastic behavior even at low temperatures when low strain rates
are considered.
Fig. 1 Creep strain rates as obtained by DD strain vs. time curves (solid lines) and by inserting
ρmob and vmob in Orowan’s equations (black and grey symbols). The value calculated at 1700,
1600 and 1400 K are plotted in the figure with diamond, box and circles, respectively.
[1] P. Cordier et al., Nature 481, 177 (2012)
[2] Boioli et al., submitted to Phys. Rev. B.
22
Scale Transition using Discrete Dislocation Dynamics and the Nudged
Elastic Band Method
Cameron Sobie1*, Laurent Capolungo1
1
George W. Woodruff School of Mechanical Engineering,
Georgia Institute of Technology, UMI 2958 Georgia Tech CNRS, 57070 Metz, France
*
[email protected]
In the extreme environment of a nuclear reactor pressure vessel, numerous phenomena such as
irradiation assisted stress corrosion cracking and irradiation embrittlement act to degrade
structural materials. Understanding and predicting these processes will lead to more reliable
materials for future nuclear reactors as well as more refined lifetime predictions for online
reactors. When high-energy particles such as neutrons or α-particles strike lattice atoms, lattice
defects such as self-interstitial atoms (SIA) and empty lattice sites are created. Thermally
activated diffusion acts to combine individual defects annihilating self-interstitial atom/vacancy
site pairs or forming larger clusters such as SIA loops, voids, and stacking fault tetrahedra
following numerous damage events.
Obstacles such as irradiation-induced defects impede dislocation motion and directly influence
macroscopic mechanical properties such as yield point and ductility. Dislocation-defect
interactions involve atomic scale interactions as well as long range elastic interactions, therefore
constituting a complex multiscale modelling problem. Thermally assisted dislocation bypass of
obstacles occurs when lattice vibrations contribute sufficient energy in combination with the
energy from driving stresses that the dislocation can overcome the energy barrier.
Characterization of the thermally activated barrier combined with harmonic transition state
theory is a cornerstone of coarse-graining, facilitating scale transition with a simple Arrhenius
type expression. Accurate activation energy calculations based on the Nudged Elastic Band
(NEB) method are typically performed with calculations and reaction pathways identified using
atomistic simulations, but these become infeasible with increasing complexity of state transition
processes and physical size of the phenomena in question. In this work, the NEB method is
generalized to coarse-grain continuum representations of evolving microstructure states beyond
the discrete particle descriptions of first principles and atomistics. A novel method is proposed
using continuum discrete dislocation dynamics to calculate activation energies for dislocation
bypass of obstacles using NEB. The significant increase in computational speed compared to
atomistic simulations enables the calculation of activation energies for a 1/2<111> (1-10) glide
dislocation bypassing a <001> self-interstitial atom loop of size in the range of 5-10 nm in αiron for a range of applied stresses and interaction geometries.
23
Modèle de champ de phase couplant fissures et dislocations en grandes
déformations
Antoine Ruffini* et Alphonse Finel
Laboratoire d’Étude des Microstructures, ONERA-CNRS, Châtillon
*
[email protected]
Les métaux et alliages utilisés dans l’industrie sont des matériaux généralement
hétérogènes qui couplent une grande variété de phénomènes physiques multi-échelles. Par
exemple, lors de l’endommagement des films minces, les processus de microfissuration et de
plasticité qui s’effectuent aux échelles microscopiques modifient l’évolution des structures de
cloquage qui s’opère, quant à elle, aux échelles supérieures [1,2].
Numériquement, dans les stratégies qui consistent à décrire les processus
microscopiques d’endommagement (fissures, dislocations…) et leurs effets sur le
comportement des structures, les simulations atomistiques faillent en général à décrire des
systèmes réalistes avec des échelles de temps et d’espace suffisamment étendues. Les méthodes
continues de type champ de phase entrent alors en jeu comme une alternative potentiellement
adaptée.
En effet, au début des années 2000, ces méthodes – déjà utilisées pour décrire les
transformations de phase – ont été étendues à la description de défauts cristallins tels que les
fissures [3] et les dislocations [4]. Aujourd’hui, elles sont utilisées dans des situations mettant
en jeu ces défauts pris indépendamment, le plus souvent couplés à d’autres champs reliés à
d’autres phénomènes physiques. Cela étant, aucun des modèles actuels ne couple explicitement
les fissures et les dislocations ensemble. De plus, les effets des grandes déformations (géométrie
non linéaire) sont habituellement négligés alors qu’ils sont pourtant essentiels, par exemple,
lors de l’étude du cloquage des films minces.
Dans cette présentation, un nouveau modèle de champ de phase en trois dimensions sera
exposé qui permet de décrire des microfissures quasi-statiques et des dislocations individuelles
dans le cadre de l’élasticité linéaire formulée en grandes déformations. Nous illustrerons ses
potentialités dans le contexte du cloquage qui requière une telle description. Le modèle présenté
est suffisamment général pour aborder d’autres situations couplant fissures et dislocations et
où, en particulier, la prise en compte des grandes déformations est requise.
[1] J. W. Hutchinson et Z. Suo, Adv Appl Mech 29, 63–191, (1992).
[2] A. Ruffini, J. Durinck, J. Colin, C. Coupeau et J. Grilhé, Acta Mater 61, 4429–4438, (2013).
[3] H. Henry et H. Lévine, Phys Rev Lett 93 (10), 105504, (2004).
[4] D. Rodney et A. Finel, Acta Mater 51, 17–30, (2003).
24
Une approche spectrale pour la résolution numérique de l’équation de
transport des densités de dislocations
K. S. Djaka1*, V. Taupin1, S. Berbenni1, C. Fressengeas1
1
Laboratoire d'Etude des Microstructures et de Mécanique des Matériaux, LEM3, UMR
CNRS 7239, Université de Lorraine, Ile du Saulcy, 57045 Metz, France
*
[email protected]
Parce qu’elle exprime la conservation du vecteur de Burgers, l’équation de transport des
densités de dislocations fournit un cadre dynamique naturel à la mécanique des champs de
dislocations [1]. Dans la présente contribution, cette équation est résolue numériquement de
façon rapide et stable par une approche spectrale basée sur un algorithme FFT (Fast Fourier
Transform). Des filtres spectraux sont utilisés pour contrôler à la fois les oscillations de Gibbs
inhérentes aux méthodes de Fourier et les fortes instabilités numériques dues au caractère
hyperbolique de cette équation. L'approche numérique est validée par comparaison avec la
solution exacte pour l'annihilation d'un dipôle de dislocations dans le cas 1D. L'expansion et
l'annihilation de boucles de dislocations sont aussi fournies dans les cas 2D et 3D (figure) et
comparées aux approximations par éléments finis basées sur le schéma explicite de GalerkinMoindres carrés [2]. On montre que les solutions spectrales sont très stables et très précises aux
faibles nombres de Courant. En outre cette technique est beaucoup plus performante en termes
de temps de calcul que la technique des éléments finis [2] pour un même nombre de degrés de
liberté [3].
Figure : Boucle de dislocation répartie sur deux plans de glissement orthogonaux
[1] A. Acharya 2001 A model of crystal plasticity based on the theory of continuously
distributed dislocations J. Mech. Phys. Solids 49 761-84.
[2] S. N. Varadhan, A. J. Beaudoin, A. Acharya and C. Fressengeas 2006 Dislocation
transport using Galerkin/least squares formulation Modell. Simul. Mater. Sci. Eng. 14
1245-70.
[3] K. S. Djaka, V. Taupin, S. Berbenni, C. Fressengeas. A numerical spectral approach to
solve the dislocation density transport equation. Submitted for publication.
25
Coefficients d’interaction dans les cubiques à faces centrées :
deux effets non négligeables ?
R. Madec1*, L. Kubin2
CEA, DAM, DIF F-91297 Arpajon
LEM (CNRS/ONERA) 29 avenue de la Division Leclerc, BP 72, 92322 Châtillon Cedex
1
2
*
[email protected]
L’écrouissage des métaux cubiques à faces centrées (CFC) est restitué à l’aide de modèles de
stockage-restauration dont on peut extraire par simulations de Dynamique des Dislocations la
plupart des paramètres [1]. Les coefficients d’interaction entre systèmes de glissement
constituent l'un des principaux ingrédients de ces modèles. Depuis leur première estimation par
simulations [2], la précision de l’évaluation de ces coefficients s’est accrue au fil des
perfectionnements des codes et du protocole de mesure. Nous faisons le point sur ces évolutions
et présentons deux effets jusqu’ici négligés dans ces calculs : l’asymétrie de certains coefficients
d’interaction d’une part et l’effet du coefficient de Poisson d’autre part (voir Figure 1).
Figure 1. Effet du coefficient de Poisson sur la zone angulaire favorable à la formation de
jonctions de Hirth, avec φ1 et φ2 les angles entre les lignes des dislocations parentes se croisant
en leur milieu et l’intersection des plans de glissement.
A l’aide du code de dynamique des dislocations MobiDiC et grâce à sa récente parallélisation
des études extensives sont possibles. Elles ont permis de calculer ces coefficients pour les
métaux CFC usuels ainsi que pour le Germanium pour lequel des résultats expérimentaux de
durcissement latent sont disponibles [3]. L'ensemble des résultats et leurs conséquences seront
présentés et discutés.
[1] Kubin L., Devincre B. and Hoc T., Acta Materialia 56 (2008) 6040-6049.
[2] Madec R., Devincre B., Kubin L., Hoc T., Rodney D., Science 301 (5641), 1879-1882
[3] Alexander, H., Crawford, J.L., Phys. Stat. Sol. (b), 222 (2000), 41.
26
A FFT-based formulation for efficient mechanical fields computation in
isotropic and anisotropic periodic discrete dislocation dynamics
Nicolas Bertin1*, Laurent Capolungo1
1
George W. Woodruff School of Mechanical Engineering, Georgia Institute of Technology,
GeorgiaTech Lorraine, 57070 Metz, France
*
[email protected]
Les simulations de dynamique des dislocations (DDD) se sont avérées être un puissant outil
pour l’étude et la compréhension du comportement collectif des dislocations à l’échelle
mésoscopique. Cet outil a été notamment utilisé avec succès pour examiner les mécanismes de
plasticité et de durcissement à petites échelles.
Cependant, les méthodes classiques de DDD comportent des limitations liées à leur important
coût de calcul associé à (1) l’évaluation précise des interactions élastiques entre les segments
de dislocations, calcul d’une complexité O(n2) où n est le nombre total de segments, (2)
l’absence de solution analytique permettant de décrire le champ de contrainte d’une dislocation
dans un milieu anisotrope, et (3) la nécessité d’un couplage avec la méthode des éléments finis
(EF) dans le cas du traitement de l’élasticité hétérogène, alourdissant considérablement le temps
de calcul global.
En parallèle de la méthode classique, le Modèle Discret-Continu (MDC) constitue une approche
différente reposant sur un formalisme basé sur le principe d’«eigenstrain ». Outre l’élimination
d’éventuelles redondances entre les contraintes internes et externes, ce modèle s’est aussi révélé
être un outil particulièrement adapté au traitement des problèmes d’élasticité hétérogène et
anisotrope. Cependant, l’avantage le plus intéressant de cette approche réside probablement
dans sa potentielle capacité de réduction du nombre d’interactions élastiques à évaluer : grâce
à son formalisme, seul le calcul associé aux paires de segments dont la distance est inférieure à
la taille du maillage devient nécessaire. Cependant, le couplage du MDC à la méthode des EF
tel que proposé restreint son utilisation à l’emploi de maillages de taille relativement grande,
ne permettant pas ainsi une réduction substantielle du nombre d’interactions élastiques à
calculer.
Dans ce travail, une nouvelle approche efficace basée sur les transformées de Fourier rapides
(FFT) et le MDC est proposée pour le calcul des champs de contraintes dans les simulations de
DDD périodiques isotropes et anisotropes. Les résultats montrent que le temps de calcul associé
à cette nouvelle approche DDD-FFT est réduit de manière significative par rapport aux
approches classiques de DDD dans le cas où un grand nombre de segments est simulé. De
surcroît, pour de fines résolutions, le coût de l’élasticité anisotrope devient similaire à celui de
l’élasticité isotrope. Ainsi, cette méthode ouvre la voie à une possible transition d’échelle entre
la DDD et l’échelle macroscopique, notamment grâce à sa capacité à traiter l’élasticité
hétérogène.
27
Diffraction des rayons X durs :
une approche complémentaire pour la plasticité
Pierre Bastie
LIPhy, Université Joseph Fourier – Grenoble1
Institut Laue Langevin, Grenoble
*[email protected]
Depuis la construction du premier diffractomètre gamma à l’Institut Laue Langevin, au
début des années 70, les techniques de diffraction des rayons X de haute énergie ont connu un
développement considérable notamment avec la mise en service de lignes à haute énergie sur
les sources de rayonnement synchrotron. Parallèlement, le développement de générateurs
rayons X haute tension pour la radiographie industrielle, a permis de construire un dispositif de
laboratoire transposant à haute énergie une variante de la méthode de Laue proposée par Guinier
et Tennevin en 1949. Compte tenu de la faible absorption des rayonnements utilisés, ces
techniques présentent l’avantage de permettre l’étude en volume d’échantillons de plusieurs
mm ou cm d’épaisseur suivant le matériau considéré. De plus l’environnement d’échantillons
s’en trouve simplifié et les mesures « in situ » à haute ou basse température, sous pression ou
contrainte imposée sont facilitées.
Contrairement à la microscopie électronique, bien que les longueurs d’onde mises en
jeu soient assez similaires, ces techniques ne permettent pas, en général, d’observer les
dislocations individuellement. Par contre, elles peuvent, dans certains cas, fournir des
informations plus globales sur le comportement des dislocations dans les matériaux soumis à
des sollicitations thermomécaniques et ainsi s’affranchir d’effets parasites liés à des défauts ou
des hétérogénéités de l’échantillon. Elles sont donc tout à fait complémentaires des mesures
plus classiques, se situant à une échelle intermédiaire entre la microscopie électronique et les
essais mécaniques.
Après une description rapide des techniques utilisées, des résultats obtenus sur des
cristaux de glace déformés en torsion ou en compression et sur des superalliages monocristallins
à base de nickel, utilisés pour la fabrication des aubes de turbines, soumis à des contraintes
uniaxiales montreront quelles contributions la diffraction des rayons X durs peut apporter à la
compréhension de la plasticité des matériaux. Enfin les possibilités offertes par ces méthodes
pour l’étude des polycristaux seront évoquées.
Guinier A. et Tennevin J., J. Acta Cryst. 2 (1949) 133-138
28
Reconstruction du cœur de la dislocation induit par la ségrégation de soluté
dans les métaux cubiques centrés
B. Lüthi1*, L. Ventelon1, D. Rodney2 et F. Willaime1
1
2
CEA, DEN, Service de Recherches de Métallurgie Physique, 91191 Gif-sur-Yvette, France
Institut Lumière Matière, Université Lyon 1, CNRS, UMR 5306, 69622 Villeurbanne, France
*
[email protected]
Afin de mieux appréhender la plasticité des alliages métalliques, il est important de décrire les
mécanismes de déformation avec précision, et en particulier de comprendre comment les
dislocations, responsables de la déformation plastique, interagissent avec les atomes de soluté.
Alors que ces interactions sont bien décrites par la théorie élastique continue dans la région
éloignée du cœur de la dislocation, celles-ci dépendent sensiblement des mécanismes à l’échelle
atomique lorsqu’un atome de soluté pénètre dans la région du cœur de la dislocation. Afin de
décrire ces mécanismes locaux, on a alors recours aux calculs de structure électronique ab initio.
Les études ab initio des dislocations vis ½<111> dans les métaux cubiques centrés purs ont
montré que la dislocation adopte une configuration symétrique (ou non-dégénérée) appelée
cœur facile, centrée sur un triangle de colonnes atomiques <111> premiers voisins où l’hélicité
est inversée par rapport au volume. Les autres structures de cœur - le cœur facile asymétrique,
le cœur difficile où les trois atomes du cœur appartiennent au même plan (111) et le cœur
dissocié centré au voisinage immédiat d’une colonne atomique - sont toutes instables dans les
métaux cubiques centrés purs [1, 2].
Dans ce travail, nous avons étudié l’effet de solutés interstitiels sur la dislocation vis ½<111>
dans les métaux cubiques centrés à l’aide du code ab initio VASP. En considérant le système
Fe(C), nous montrons que les atomes de soluté peuvent déstabiliser la configuration de cœur
facile usuelle au profit de la configuration de cœur difficile de la dislocation vis, instable dans
les métaux purs (fig. 1).
Fig.
Fig. 12 – Structure
Reconstruction
relaxéeduducœur
cœurinduite
difficile avec
par
les l’introduction
prismes trigonaux
de carbone
réguliers
(en de
couleur)
Fe (en gris)
autour
centrésdu
surcœur
C (en
derouge).
la dislocation.
Nos calculs ab initio montrent que l’interaction dislocation-soluté est suffisamment forte pour
induire une reconstruction du cœur de la dislocation vers une configuration de basse énergie,
où l’atome de soluté est au centre d’un prisme trigonal régulier, similaire à la structure de la
cémentite Fe3C (fig. 2). Nous obtenons une reconstruction du cœur de la dislocation similaire
avec d’autres solutés (B, N, O) et dans W(C). Cette nouvelle structure induit une forte attraction
entre dislocation et soluté et conduit à une saturation du cœur par les atomes de soluté, et ce
même pour de très faibles concentrations de soluté en volume.
[1] L. Dézerald, L. Ventelon, E. Clouet, C. Denoual, D. Rodney et F. Willaime, “Ab initio
modeling of the two-dimensional energy landscape of screw dislocations in bcc transition
metals”, Phys. Rev. B 89, 024104-13 (2014).
[2] L. Dézerald, Thèse, Université de Grenoble, 2014.
29
Simulation ab initio de défauts étendus du Ti α avec solutés H et O
Liang LIANG1*, Olivier Hardouin Duparc2
1,2
Laboratoire des Solides Irradiés, École polytechnique, CNRS, CEA-DSM-IRAMIS,
Université Paris-Saclay, 91128, PALAISEAU cedex, France
*
[email protected]
Le titane est un métal léger relativement récent et important aujourd’hui très utilisé, sous forme
pure et sous forme alliée. Certaines utilisations se font sous contraintes mécaniques dans le
domaine de plasticité. La plasticité du Ti α à température ambiante est dominée par l'existence
des dislocations, les phénomènes de glissement et le maclage. Les impuretés comme
l’hydrogène et l’oxygène jouent un rôle complexe dans le comportement du fluage à
température ambiante et de la dynamique de vieillissement [1, 2, 3]. La présence d’impuretés
comme H et O impose de choisir une méthode ab initio pour étudier leurs effets sur les
dislocations, les macles ainsi que les systèmes de glissement du Ti α.
Nos études peuvent être séparées en deux parties :
1. La première partie concerne les mesures des effets d’H & O sur les dislocations vis. Des
calculs d'énergie de ségrégation sont d’abord effectués pour déterminer les sites interstitiels
favorables pour l'insertion d'une impureté. Les énergies des fautes d'empilement généralises sur
certains systèmes de glissement (basal, prismatique, π1 et π2) sont ensuite calculées. Les
interactions entre cœur de dislocation et impuretés H & O sont finalement abordées en utilisant
un modèle de dipôle de cœurs.
Figure 1 : (1.a) Étalement du cœur [11-20] en Ti pur
(1.b) Étalement du cœur [11-20] en présence d’un H
2. La deuxième partie se concentre sur l’effet d’H & O sur les structures maclées. Leurs effets
sur les joints de macle sont modélisés avec le modèle bi-cristal. Un modèle du dipôle de macle
est développé pour simuler leurs effets sur la disconnection de macle. Des simulations d’essais
de traction sont aussi réalisées pour estimer les contraintes maximales (ultimate tensile stress)
du Ti α en présence des défauts.
Figure 1 : (1.a) Disconnection de macle {10-12}
(1.b) : Courbes d’essais de traction sur macles
[1] M. Gerland, P. Lefranc, V. Doquet, C. Sarrazin-Baudoux., Mat. Sci. & Eng. 507 n°1-2, 2009, 132-143
[2] S. Nemat-Nasser, W.G. Guo, J.Y. Cheng, Acta. Mater. 47-13 (1999) 3705-3720
[3] O.N. Senkov, J.J. Jonas, Met. Mat. Trans. 27A (1996) 1877-1887
30
Simulation atomistique de l’irréversibilité du glissement cyclique en surface
dans les métaux de type CFC
Zhengxuan Fan1,2*, Olivier Hardouin Duparc1 et Maxime Sauzay2
1
LSI, École Polytechnique, CNRS, CEA/DSM/IRAMIS, Université Paris Saclay, 91128 Palaiseau
Cedex
2
CEA/DEN/DMN/SRMA/LC2M, CEA Saclay, 91190 Gif sur Yvette
*
[email protected]
La fatigue induite par chargement cyclique est un mode d'endommagement majeur des métaux
[1]. Le chargement cyclique peut induire en surface une évolution de relief responsable de
l’initiation de micro-fissures [2]. Le comportement de marches en surface naturellement créées
par le glissement cyclique de dislocations est examiné par simulations en dynamique
moléculaire avec des potentiels semi-empiriques à n-corps [3-4] afin de découvrir et
comprendre au niveau atomique des mécanismes d'évolution des marches en surface ainsi que
leur (ir)réversibilité, selon les états des matériaux, les déformations cycliques, la température et
les effets d’environnement. Les matériaux analysés sont de type cfc : aluminium, nickel, cuivre
et argent.
Un phénomène de reconstruction est observé sur les marches en surface qui peut induire une
forte irréversibilité. Trois mécanismes de reconstruction des marches apparues en surface sont
observés et définis. Ces mécanismes induisent différents taux de reconstruction et diverses
évolutions des reliefs de surface. L’irréversibilité des marches en surface sous chargement
cyclique est ensuite analysée.
Sans le glissement de dislocations de signe opposé lors du demi-cycle suivant, les marches,
avec ou sans reconstruction, requièrent de contraintes de quelque GPa pour s’effacer ce qui est
de l’ordre de cent fois plus que les contraintes appliquées lors des essais. Ces résultats sont en
accord avec ceux de Brochard et al [5].
L’insertion subséquente d’une dislocation de signe opposé sur un plan voisin de celui sur lequel
une première dislocation avait été insérée facilite la réversibilité de la marche créée. Pour des
températures égales ou supérieures à la température ambiante, la nouvelle dislocation peut
effacer les marche reconstruits. Mais à basse température, une marche reconstruit en surface
reste partiellement irréversible même après interaction avec une dislocation de signe opposé sur
un plan voisin. Il subsiste un défaut de surface permanent mais il n'y a pas d'irréversibilité
cumulée au bout de 5 cycles.
Glissement des dislocations de signe opposé sur des plans non voisins ne permettent pas
d'annihilation d'une marche pré-crées en surface, un défaut en surface continue d'évoluer
pendant le chargement cyclique et augmente la rugosité en surface. Un mécanisme de
production de micro-fissures en surface par glissement de dislocations de signes opposés est
ainsi mis en évidence.
L’effet d’un environnement chimique rendant l’annihilation des marches créées en surface plus
difficile sera analysé en utilisant un potentiel ReaxFF[6]. Les résultats à l’échelle atomique
seront comparés à des mesures expérimentales obtenues de par ailleurs par diverses techniques
de microscopie [7].
[1] S. Suresh. Fatigue of Materials. Cambridge University Press, 1998.
[2] H. Mughrabi. Met. Mat. Trans. A 40 (2009) 1257-1279.
[3] O. Hardouin Duparc, A. Larere, B. Lezzar, O. Khalfallah, V. Paidar. J. Mater. Sci., 40 (2005) 31693176.
[4] A. Aslanides, V. Pontikis. Computational Materials Science 10 (1998) 401-405.
[5] S. Brochard, P. Hirel, L. Pizzagalli and J.Godet. Acta Mater. 58 (2010) 4182-4190.
[6] O. Assowe, O. Politano, V. Vignal, P. Arnoux, B. Diawara, O. Verners, A.C.T. van Duin. The Journal
of Physical Chemistry A 116 (2012) 11796-11805.
[7] A. Weidner, M. Sauzay, W. Skrotzki. Key Engineering Materials 465 (2011) 223-226.
31
Yu Wang1, Damien Connétable2 et Döme Tanguy1*
1
2
LaboInstitut Lumière Matière, Université Lyon 1, Villeurbanne
CIRIMAT, Institut Plytechnique Toulouse ENSIACET, Toulouse
*
[email protected]
L'hydrogène joue un (des) rôle(s) controversé(s) sur la plasticité "en pointe" de fissure:
densification des empilements par écrantage des interactions élastiques, diminution de
l'émoussement, injection de dislocations... Des calculs atomistiques récents ont tenté d'apporter
un nouvel éclairage sur de possibles effets, dans l'aluminium. Tout d'abord, l'effet de H dans le
plan de glissement a été étudié au moyen de calculs de fautes d'empilement généralisées (GSF)
[1,2]. Les effets rapportés sont, sur certains aspects, cohérents (H en position tétraèdrique
augmenterait considérablement l'énergie de faute instable), sur d'autres, plutôt opposés: H
induirait une reconstruction du plan de glissement qui bloquerait le glissement, mais le rendrait
plus facile dans le plan premier voisin; H changerait de site au voisinage de la configuration de
faute instable, pour passer en site octaèdrique, ce qui amènerait un glissement plus facile.
Ensuite, des calculs DFT, en pointe de fissure, avec de l'hydrogène adsorbé sur différents sites
de surface et en sous-surface démontrent une grande diversité de comportements: H adsorbé
limite l'émission dans les configuration intrinsèquement ductiles [3,4], ou n'a pas d'effet selon
le site de surface; H tétraèdrique en sous couche pourrait légèrement faciliter l'émission
(contrairement au message obtenu par calculs de GSF).
Il semble donc que l'effet de H, en sous-surface, ne soit pas totalement clair. Même si
on s'attend à des effets moins forts qu'en surface, parce que les concentrations sont moindres,
comprendre le rôle de H sur la GSF est important car les dislocations ne sont nécessairement
émises au niveau des surfaces libres, mais surtout quelques nm en avant de la pointe de la
fissure, quand il y a une "process zone" (rupture intergranulaire par exemple). Nous avons
repris ce type de calculs en faisant attention à la manière dont les H sont relaxés dans le calcul
GSF et à la valeur de la traction perpendiculaire au plan de glissement. Dans un premier temps,
avec un potentiel interatomique empirique, nous avons effectué des calculs de facteur d'intensité
des contraintes critiques sous chargement mixte II dominant et I dans une configuration où le
modèle de Rice est valide (émission dans le plan de la fissure). Nous avons testé plusieurs
concentrations en H et plusieurs niveaux de mode I et mis au point une procédure pour calculer
la GSF en présence de H, en confrontant les résultats avec les simulations d'émission. Enfin,
nous avons appliqué cette procédure en calculant l'énergie en DFT. Les calculs DFT montrent
que H dans le plan augmente légèrement l'énergie de faute instable (est défavorable à
l'émission), mais seulement quand le mode I est nul. Dans le cas contraire, l'effet du mode I est
beaucoup plus fort qu'un éventuel effet de H, comme ce que nous avions déjà vu en potentiel
empirique [5]. Notre conclusion est que H joue un rôle négligeable sur l'émission de
dislocations, depuis la "process zone", quand il est en sous-surface. L'origine de la fragilisation
par H est donc à chercher du côté de la cohésion, pour la rupture intergranulaire.
[1] G. Lu, D. Orlikowski, I. Park, O. Politano, E. Kaxiras Phys. Rev. B 65 (2002) 064102
[2] F. Apostol, Y. Mishin Phys. Rev. B 84 (2011) 104103
[3] R. J. Zamora, A. K. Nair, R. G. Hennig, D. H. Warner, Phys. Rev. B 86 (2012) 060101
32
Plasticité par Migration de Joints de Grain, expériences en MET in situ et
Simulations Atomistiques
Armin Rajabzadeh1, Frédéric Mompiou1, Nicolas Combe1, Dmitri A. Molodov2, Sylvie
Lartigue-Korinek3, Marc Legros1*
1
2
CEMES-CNRS, 31055 Toulouse, France
IMM, RWTH Aachen University, 52056 Aachen, Germany
3
ICMPE, 94320 Thiais, France,
*
[email protected]
Dans les matériaux à petits grains, des mécanismes alternatifs à la plasticité par mouvement de
dislocations existent. Le couplage migration-cisaillement (SMIC) est l'un d'entre eux, mais
contrairement aux dislocations qui ont un vecteur de Burgers unique, un joint de grain en
mouvement peut produire des cisaillements différents, mesurés par un paramètre appelé facteur
de couplage. Les résultats expérimentaux obtenus par microscopie électronique transmission
(TEM) in situ (Fig. 1) dans l'Aluminium à grains ultra fins (UFG), permettent de mesurer le ou
les facteur(s) de couplage en utilisant la corrélation d'images et ainsi de confronter directement
les modèles existants. Ces modèles prédisent en général un seul facteur de couplage, qui dépend
de la désorientation entre les grains. L'imagerie à haute résolution de bicristaux d'Al montre des
joints imparfaits et qui contiennent des disconnections. Des simulations récentes indiquent que
le mouvement de ces disconnections est probablement le mécanisme de base conduisant à la
migration des joints de grains et que le couplage dépend de la nature de ces défauts.
Fig.1. Disconnections mobiles
(d) à l'interface de deux grains
G1 et G27 observées lors d'un
essai de MET in situ dans de
l'aluminium UFG.
33
Caractérisation de la plasticité de l’olivine par tomographie électronique
Alexandre Mussi1*, Patrick Cordier1, Sylvie Demouchy2
1
2
UMET CNRS UMR 8207, Université Lille 1, Villeneuve d’Ascq
Géoscience Montpellier CNRS UMR 5243, Université de Montpellier, Montpellier
*
[email protected]
La déformation associée aux mouvements convectifs issus du refroidissement de la Terre est
responsable de la tectonique des plaques. L’étude de la rhéologie du manteau lithosphérique
(manteau supérieur sommital) est donc fondamentale pour comprendre la dynamique des
plaques tectoniques et le couplage avec le manteau convectif sous-jacent. L’olivine, le silicate
majoritaire dans le manteau supérieur, se déforme alors à relativement basse température (vers
Tf/2). Cependant, les mécanismes de déformation plastique de l’olivine ne sont pas encore
parfaitement connus pour ces conditions de température. Les études précédentes ont montré
que, dans cette gamme de température la plasticité est contrôlée par le glissement de
dislocations [001] de nature vis. Ces dislocations sont en grande majorité rectilignes de par la
forte friction de réseau des dislocations vis. Il est donc difficile de caractériser les systèmes de
glissement de l’olivine vers Tf/2. La tomographie électronique des dislocations (Barnard et al.,
2006) est un outil parfaitement adapté pour cette étude. Elle permet d’accéder à la
microstructure des dislocations en 3D pour un grand nombre de dislocations. Dans cette étude,
nous avons donc utilisé et optimisé la technique de tomographie électronique pour caractériser
les systèmes de glissement dans l’olivine déformée vers Tf/2 (Mussi et al., 2014). Nous avons
déterminé des nouveaux systèmes de glissement : [001]{120}, [001]{130}, [001]{140} et
[100]{041} (Mussi et al. ; 2014-2015a et Demouchy et al., 2014). La tomographie nous a permis
de mettre en évidence le mécanisme d’interactions de dislocation par annihilations colinéaires
(Mussi et al., 2015a), un exemple est présenté sur la figure ci-dessous. Enfin, nous avons
comparé les populations de dislocations de monocristaux d’olivine, pour deux orientations
distinctes, afin de comprendre les mécanismes de déformation vers Tf/2 (Mussi et al., 2015b).
Figure d’après Mussi et al. (2015a) : Trois micrographies à 46° (a), 22° (b) et -34° (c), associées avec
leurs projections stéréographiques en haut à droite. Le volume reconstruit par tomographie nous a permis
d’obtenir les plans de glissement des segments de dislocation colorés en vert, rouge et bleu. Ces plans
sont respectivement (1-10), (010) et (140). Deux annihilations colinéaires ont eu lieu : [001](1-10) avec
[00-1](010) et [001](1-10) avec [00-1](140).
Références :
- J.S. Barnard et al., Science 313 pp. 319 (2006).
- S. Demouchy et al., Tectonophysics 623 pp. 123-135 (2014).
- A. Mussi et al., Phys. Chem. Miner. 41 pp. 537-545 (2014).
- A. Mussi et al., Philos. Mag. 95 pp. 335-345 (2015a).
- A. Mussi et al., submitted in Eur. J. Mineral. (2015b).
34
35
36
Jeudi 30 avril
8:40 - 9:20
Edgar RAUCH
La technique ACOM-TEM : une autre façon de voir la plasticité
9:20 - 9:40
Julien GUENOLE
Atomistic Simulations of Dislocation-Interface Interactions in the γ/γ' Microstructure in
Ni-base Superalloys
9:40 - 10:00
Céline GERARD
Ni-based superalloy : neighboring effect on a grain scale model during the viscoplastic
deformation
10:00 - 10:20
Sami HAMADE
Effet de la plasticité et de la pression atmosphérique sur la formation et l'évolution de
cloques en forme de 'donut' et 'croissant'
10:20 - 11:00
PAUSE
11:00 - 11:20
Guillaume PARRY
Buckling induced thin films patterning controlled via interface plasticity
11:20 - 11:40
Pierre HIREL
Les céramiques peuvent-elles être ductiles ? Structures et mobilité des dislocations dans
les perovskites
11:40 - 12:00
Julien GODET
Mise en évidence des mécanismes contrôlant la transition fragile ductile aux petites
dimensions dans le silicium
12:00 - 13:30
REPAS
37
Edgar RAUCH
Univ. Grenoble Alpes, SIMAP, F-38000 Grenoble
CNRS, SIMAP, F-38000 Grenoble
Le microscope électronique en transmission (MET) est un outil incontournable pour étudier la
plasticité des métaux et des alliages. Ses différents modes d’observation (imageries en champ
clair, en champ sombre, mode diffraction, ‘nanobeam’, faisceau convergent, haute résolution,
….) permettent de visualiser les dislocations ou les joints de grains, de caractériser les précipités
ou les intermétalliques, de discerner les phases et tout ceci à l’échelle nanométrique. Cette
technique conserve toutefois une réputation de complexité, notamment lorsqu’on la compare
au microscope électronique à balayage (MEB). Cela tient à la fois aux difficultés de préparation
des échantillons et à la sophistication de certaines techniques d’analyse. Cette situation évolue
favorablement. Ainsi, la découpe FIB facilite grandement l’obtention des lames minces que
l’on commence d’ailleurs à utiliser au MEB pour obtenir des lignes de Kikuchi en transmission.
Surtout, les MET récents sont agrémentés d’une interface utilisateur et d’accessoires semiautomatisés qui rendent leur utilisation beaucoup plus simple.
C’est dans cette mouvance que s’inscrit le développement de l’outil ACOM-TEM (Automated
Crystal Orientation Mapping). Ce dernier est l’équivalent pour les microscopes électroniques
en transmission des accessoires EBSD (Electron Back-Scattered Diffraction) qui équipent bon
nombre de microscopes électroniques à balayage. Il s’en distingue par sa résolution spatiale,
qui est de l’ordre du nanomètre et par la possibilité de coupler les observations en transmission
(e.g. : champ clair) aux cartographies de phase et d’orientation cristallographique. Cet outil se
compose pour l’essentiel d’un ordinateur qui prend le contrôle des bobines déflectrices du
microscope électronique via une carte de sortie analogique, d’une caméra CCD pour la capture
de l’information et de logiciels qui permettent l'analyse des figures de diffraction [1].
L’identification de ces figures s’effectue par une technique originale de corrélation d’images
(‘template matching’) qui permet d’extraire l’orientation cristallographique du cristal
diffractant.
On s’attachera dans ce travail à faire le point sur l’apport de cette nouvelle technique quant à
l’étude de la plasticité des métaux. Les différents modes d’observation et d’analyse qu’elle
autorise seront illustrés. En particulier, la reconstruction dynamique d’images virtuelles en
champ sombre sera présentée [2].
[1] E.F. Rauch, J. Portillo, S. Nicolopoulos, D. Bultreys, S. Rouvimov and P.Moeck, ‘Automated
nanocrystal orientation and phasemapping in the transmission electron microscope on the basis of precession
electron diffraction’, Zeitschrift für Kristallographie: (2010) Vol. 225, issue 2-3 pp. 103-109
[2] Rauch EF Veron M. ‘Virtual dark field images reconstructed from electron diffraction patterns’. Eur. Phys. J.
Appl. Phys. 66 (2014) 10701
38
Atomistic Simulations of Dislocation-Interface Interactions
in the γ/γ’ Microstructure in Ni-base Superalloys
Julien Guénolé1*, Aruna Prakash1, Juan Wang1, Erik Bitzek1
1
Department of Materials Science & Engineering, Institute I,
Friedrich-Alexander-Universität Erlangen-Nürnberg (FAU), Erlangen, Germany
*
[email protected]
Single crystal Ni-base superalloys are characterized by an ordered L12 γ’-phase (Ni3Al) that
precipitates as cuboidal particles in the face centered cubic (fcc) γ-matrix consisting mainly of
Ni. The interaction of dislocations in the channels with γ’ precipitates plays an important role
in the high-temperature mechanical properties of Ni-base superalloys. To date, most atomistic
simulations concerning such materials are performed with simplistic quasi-2D geometries. Here
we report on simulations performed with a full 3D setup obtained by a novel approach that
facilitates the reconstruction of experimental microstructures obtained from atom probe
tomography (APT). The reconstructed sample allows us to study the interaction of the relevant
dislocations (screw and 60° characters) with a realistic curved interphase boundary, both in
samples with stoichiometric and non-stoichiometric atomic distribution as determined from
APT.
The results of the simulations with the above setup are compared with those from a quasi 2D
approach and a 3D model. Static calculations as well as molecular dynamic calculations were
performed to determine the interactions of the channel dislocations with the misfit dislocation
network.
It is shown that the precipitate morphology, in particular its local curvature, and the local
chemical composition significantly alter both, the misfit dislocation network which forms at the
precipitate interface, and the core structure of the misfit dislocations. The atomic scale details
of many experimentally observed dislocation-precipitate interaction mechanisms are revealed,
which cannot be reproduced by idealized simulation setups with planar interfaces.
A. Prakash, et al., Atom probe informed simulations of dislocation-precipitate interactions
reveal the importance of local interface curvature, Acta Materialia (2015), accepted.
39
Ni-based superalloy : neighboring effect on a grain scale model during the
viscoplastic deformation
Céline Gérard1*, Jonathan Cormier1, Arün Altinçekiç2, Ercan Balikçi2
1
Institut Pprime – UPR3346
CNRS – ISAE-ENSMA – Université de Poitiers
Département de Physique et Mécanique des Matériaux
86962 Futuroscope – Chasseneuil, France
2
Department of Mechanical Engineering, Bogazici University,
South Campus, Bebek, Istanbul 34340, Turkey
*
[email protected]
Les superalliages base nickel sont largement utilisés pour la conception des aubes et des
distributeurs de turbine dans les parties les plus chaudes des turbines à gaz aéronautiques. Ces
alliages sont soumis à des sollicitations thermomécaniques complexes induisant des évolutions
de microstructure comme le grossissement ou la dissolution / reprécipitation de précipités.
Cette présentation met plus particulièrement l’accent sur l’effet de voisinage, propre aux
polycristaux à gros grains, tant en élasticité qu’en viscoplasticité, sous sollicitation
thermomécanique. Une approche par calcul éléments finis, sur agrégat périodique, est mise en
oeuvre à l’aide du modèle Polystar, lequel prend en compte les évolutions microstructurales.
Cette approche est également confrontée à un modèle classique de plasticité cristalline.
40
Effet de la plasticité et de la pression atmosphérique sur la formation et
l’évolution de cloques en forme de ‘donut’ et ‘croissant’
S. Hamade1*, J. Durinck1, G. Parry2, C. Coupeau1, A. Cimetière1, J. Grilhé1 and J. Colin1
1
2
Institut P’, D1 / Axe SIMAC, Université de Poitiers, ENSMA, Futuroscope-Chasseneuil
Science et Ingénierie des Matériaux et Procèdes, Université de Grenoble, St Martin d'Hères
*[email protected]
Le contrôle des propriétés mécaniques des structures multicouches est un problème de longue
date qui a été intensivement étudié d'un point de vue expérimental et théorique en raison des
nombreuses applications de ces modèles dans les dispositifs électroniques. Le délaminage et
flambage de films minces déposés sur des substrats sont par exemple deux mécanismes de
relaxation identifiés lorsque le film est soumis à des fortes contraintes internes de compression.
A l’Institut Pprime, des structures flambées en forme de donuts et de croissants ont été
observées expérimentalement (cf. C. Coupeau) par microscopie optique sur la surface de films
minces d’or déposés sur des substrats de silicium (figure 1).
Dans cet exposé, des simulations par éléments finis du flambage du film d’or sur substrat de
silicium seront présentées. Ces calculs montrent clairement que les effets couplés de la pression
atmosphérique agissant sur la surface extérieure des cloques [1] et du pliement plastique du
film ductile [2] sont responsables de la déstabilisation des cloques circulaires et de la formation
de telles structures [3] observées en figure 1.
Fig. 1. Comparaison des formes de trois cloques de tailles différentes observées
expérimentalement et obtenues numériquement par éléments finis, sous l’effet couplé de la pression
atmosphérique agissant sur la surface extérieure et du pliement plastique du film. w représente le
déplacement du film hors plan.
Le problème de l’évolution dynamique de ces structures et en particulier la délamination des
interfaces en lien avec la propagation de fissures et la déformation plastique des couches (marches
atomiques aux interfaces) sera également abordé.
Références
[1] J. Colin, C. Coupeau, J. Durinck, A. Cimetière, et J. Grilhé, Phys. Rev. E 89, 032410 (2014).
[2] J. Colin, C. Coupeau, et J. Grilhé, Phys. Rev. Lett 99, 046101 (2007).
[3] S. Hamade, J. Durinck, C. Coupeau, A. Cimetière, J. Grilhé et J. Colin, Phys. Rev. E 91, 012410 (2015).
41
Guillaume Parry1*, Jean-Yvon Faou2, Sergey Grachev2, Etienne Barthel3
1
2
Univ. Grenoble Alpes, SIMAP, F-38000 Grenoble, France
Surface du Verre et Interfaces, UMR 125 CNRS/Saint-Gobain, F-93303 Aubervilliers, France
3
ESPCI, CNRS, UMR 7615, F-75231 Paris, France.
*
[email protected]
Compressively stressed thin films with low adhesion frequently buckle and delaminate
simultaneously into various blisters shapes. One of the most commonly observed buckling
delamination instability is the so-called telephone cord blister. Although these buckles have
been studied for decades[1], no complete understanding of their propagation had been presented
until recently [2], in a study coupling a nonlinear plate for the film with a cohesive zone model
(CZM) to simulate the film/substrate interface fracture. The Kinematics of the propagating
telephone cord buckles from the simulations has been found in very close agreement with
experimental observations.
One of the key feature has proven to be the proper inclusion of the dependence of an adhesion
upon the mode mixity. One other very interesting feature of this model is the introduction of a
length-scale through the cohesive zone model. Although the fracture process-zone associated
to a CZM is usually small compared to the other characteristic lengths of the mechanical
problem, it is not necessarily the case for blisters in thin films where the process zone can be of
the same order as the blisters width.
In this work, an analytical plane strain model coupling a Von-Karman plate for the film
and a mixed-mode cohesive zone model for the interface is developed in order to revisit the
classical straight-sided buckle model [1], especially in the case of large fracture process zones.
Some experimental evidences of such wide process zones are provided for Mo/Ag/SiO2 thin
films. The kinematics of the buckles arising in this case is well described by our model, whereas
the classical model (without process zone) logically fails to provide correct values for both
compressive stress and interface toughness simultaneously. Playing with this fracture process
zone length Λ in the numerical implementation of the model presented in [2] allows for a control
on the patterning of the buckling pattern, which has also been confirmed experimentally (see.
Fig. (1) for simulations results).
Figure 1: Delamination patterns for various lengths of the fracture process zone versus blisters width Λ/b: (a)
5%, (b) 25%, (c) 50%.
[1] Hutchinson and Suo, Adv. Appl. Mech., 29, 63, (1992)
[2] Faou, Parry and al., PRL, 108, 116102, (2012)
42
Les céramiques peuvent-elles être ductiles ?
Structure et mobilité des dislocations dans les perovskites
Pierre Hirel1*, Philippe Carrez1, Patrick Cordier1
1
Unité Matériaux Et Transformation, Bât. C6, Université de Lille 1, 59655 Villeneuve d'Ascq
*
[email protected]
Les matériaux cristallins massifs se classent souvent en deux catégories selon leur
comportement mécanique : d'un côté les métaux qui sont ductiles dans une large gamme de
températures, et de l'autre les semiconducteurs et les céramiques qui sont plutôt fragiles.
Cependant certains oxydes, bien que classés comme céramiques, sont bel et bien ductiles à
température ambiante, comme l'oxyde de magnésium (MgO). De manière plus surprenante, le
titanate de strontium (SrTiO3) est ductile à température ambiante, devient fragile à haute
température (1000 K), avant de retrouver un régime ductile à très haute température. Cette
double transition, assez atypique pour une céramique, pose la question des mécanismes de la
plasticité dans ces matériaux.
Des études récentes, aussi bien expérimentales que théoriques, permettent de mieux
comprendre le comportement mécanique des matériaux à structure perovskite, à partir de la
structure et la mobilité des dislocations à l'échelle atomique. Nous présenterons trois études de
cas : le titanate de strontium (SrTiO3) qui est cubique à toutes les températures ; le niobate de
potassium (KNbO3), qui est ferroélectrique et existe sous quatre phases différentes selon la
température ; et le silicate de magnésium (MgSiO3), une perovskite qui n'est stable qu'aux très
hautes pressions du manteau inférieur terrestre. Les systèmes de glissement, les propriétés des
dislocations, et le comportement mécanique de ces perovskites seront passés en revue et
comparés. Nous verrons que bien qu'appartenant à la même famille structurale ces matériaux
ne forment pas un ensemble isomécanique, et chaque perovskite a certaines caractéristiques qui
lui sont propres.
43
Mise en évidence des mécanismes contrôlant la transition fragile ductile aux
petites dimensions dans le silicium.
Firas Abed El Nabi1, Sandrine Brochard1, Laurent Pizzagalli1, Christophe Tromas1, Ludovic
Thilly1, Michael Texier2, Olivier Thomas2, Julien Godet1*
1
Institut Pprime,
Dépt. Physique et Mécanique des Matériaux, UPR 3346 CNRS – Université de Poitiers
2
Département de Physique - Aix-Marseille Université
*
[email protected]
Bien que le silicium massif soit fragile en dessous de 600-700K, la compression de
nano-objets a montré qu'en dessous d'une dimension caractéristique de quelques centaines de
nanomètres le silicium devenait ductile à température ambiante avec des limites d'élasticité
expérimentales proches des limites théoriques [1,2]. Cet effet de taille ne peut cependant pas
être attribué à la disparition des dislocations dans ces nano-objets comme dans le cas des
métaux, car les échantillons de silicium sont initialement vierges de dislocation. Dans ces
conditions la nucléation des fissures ou des dislocations semble donc opérer au niveau des
surfaces. Afin de pouvoir prédire le vieillissement des structures issues de l'ingénierie des
matériaux contraints, comme dans le cas des composants microélectroniques à base de
semiconducteurs contraints, il est primordial d'identifier les paramètres et les mécanismes
contrôlant cette transition.
Pour comprendre la compétition entre l'initiation des dislocations et l'initiation des
fissures nous avons choisi une double approche expérimentale et numérique mise en place dans
le cadre du projet ANR BiDuL [3]. L'amélioration des puissances de calcul et des techniques
expérimentales permet aujourd'hui de comparer des résultats obtenus sur des systèmes de tailles
similaires. Dans ce travail, nous présenterons les premiers résultats de compression de nanopiliers de silicium obtenus par déformation contrôlée en déplacement (expérimentalement et en
dynamique moléculaire) ; nous soulignerons notamment les similitudes au niveau des courbes
contrainte-déformation, et au niveau morphologique après déformation (fig. 1). Dans une
seconde partie nous nous intéresserons aux effets de tailles pour des nano-piliers déformés en
tension observés dans les simulations (fig. 2) et nous montrerons que les dislocations sont à
l'origine de l'ouverture des cavités pouvant conduire à la fracture du pilier [4]. Nous détaillerons
plusieurs mécanismes d'interaction de dislocations à l'origine de ces fissures.
[1] F. Oestlund et al., Adv. Funct. Mat. 19, 1 (2009).
[2] J. Rabier et al., Physica Status solidi c 10, 1 (2013).
[3] ANR Blanc Brittle to Ductile Transition in silicon at Low dimensions, Pprime Poitiers, ILM Lyon, IM2NP
Marseille. ANR-12-BS04-0003-01
[4] F. Abed El Nabi, J. Godet, S. Brochard and L. Pizzagalli, MSMSE 23 (2015) 025010
Figure 1 : compression de nanopiliers de silicium d'axe <110> à
température ambiante. À gauche : dynamique moléculaire,
diamètre 12 nm, à droite : nano indentation expérimentale.
44
Figure 2 : mise en
évidence
de
la
formation de cavités
initiées
par
des
interactions
de
dislocations dans un
nano-pilier de 48 nm de
diamètre déformé en
tension à 10K.
Liste des posters
Jonathan AMODEO
Compression de nanoparticules d’oxyde de magnésium : étude par dynamique moléculaire et
microscopie in situ
Thierry AUGER
Simulation multi-échelle de la rupture intergranulaire environnementale
Selim BEL HAJ SALAH
Plasticité des nanoparticules métalliques
Ilhem BEN CHEIKH
Etude de la multi-fissuration de couches fragiles et d’assemblages fragiles/ductiles sur substrat souple
Nadia BEN DAHMANE
Cloquage des films minces ductiles
Stéphane BERBENNI
Calculs numériques des champs élastiques de défauts type dislocations ou désinclinaisons par une
approche basée sur la FFT (Transformées de Fourier rapide)
Philippe CASTANY
Déformation par maclage d’un alliage de titane
 métastable
Solène COMBY
Development and application of an in-situ SEM nanoindenter coupled with electrical measurements
Benjamin DOUAT
Reconstruction de surface et plasticité du niobium
Kodjovi GBEMOU
Modélisation continue des cœurs de dislocations à l’aide d’une théorie de mécanique des champs de
dislocations
Aurélie JOSEPH
Etude de matériaux composites Al/Al-Cu-Fe
Olivier MAC KAIN
Modélisation du maclage dans le zirconium
Camila MALLMANN
Mécanismes de déformation plastique des nanocomposites à matrice magnésium élaborés via
production par friction malaxage
Vincent TAUPIN
Modeling polycrystal plasticity using field disclination and dislocation mechanics
Hareesh TUMMALA
Influence of grain shape on dislocation slip activity in free-standing thin films
45
Compression de nanoparticules d’oxyde de magnésium :
étude par dynamique moléculaire et microscopie in situ
Jonathan Amodeo1*, Inas Issa1,2, Julien Réthoré2, Lucile Joly-Pottuz1, Claude Esnouf1,
Julien Morthomas1, Michel Pérez1, Jérome Chevalier1 et Karine Masenelli-Varlot1
1
Laboratoire MATEIS, UMR5510 INSA-Lyon Université Lyon 1 CNRS,
69621 Villeurbanne, France
2
Laboratoire LAMCOS, UMR5259 INSA-Lyon Université Lyon 1 CNRS,
69621 Villeurbanne, France
*
[email protected]
Des travaux récents réalisés à l’échelle submicronique sur des céramiques ioniques ont
montré qu’elles présentaient des propriétés mécaniques comparables à celles des métaux [1,2],
notamment en termes de ductilité, bien qu’elles soient réputées pour leur caractère fragile dans
le massif. Ces céramiques étant de plus en plus utilisées afin de remplacer les alliages
métalliques pour l’élaboration d’implants ou de prothèses, une meilleure appréhension des
processus mécaniques qui agissent aux petites échelles dans ces matériaux permettrait
d’optimiser leur mise en forme (nanostructure) et d’adapter leur utilisation.
Dans cette étude, nous proposons d’étudier les propriétés mécaniques de nanocubes d’oxyde de
magnésium (MgO), un matériau modèle pour l’étude des propriétés élastiques et plastiques des
céramiques ioniques. Les simulations de nanocompression réalisées à 300 K montrent que les
particules se déforment bien plus (ε>30%) que les monocristaux massifs (ε<10%), sans signe
de fissuration apparent. Des effets de taille et de forme sont observés. La déformation opère
grâce à la nucléation de dislocations par les surfaces et les arrêtes des cubes, qui glissent ensuite
dans des plans de type {110}. Les vecteurs de Burgers ½<110> sont caractérisés à l’aide d’une
méthode de type tenseur de Nye. La topologie des dislocations est très différente de celle des
monocristaux massifs, simulée en Dynamique des Dislocations (DD) [3] ou observée au MET,
dans les mêmes conditions de température. Les résultats sont interprétés au regard des énergies
de faute d’empilement et utilisés afin d’interpréter des essais expériementaux récents dédiés à
la compression de nanocubes de MgO in situ MET. Une partie des résulats présentés ont
récemment été publiés [4].
Fig. 1 Nucléation de dislocatiosn dans un
nanocube de MgO simulé en MD. Les atomes sont
présentés en gris (transparent) et les dislocations
en vert.
[1]
[2]
[3]
[4]
S. Korte, W. Clegg, Philos. Mag. A 91 (2011) 1150.
E. Calvie, J. Réthoré, L. Joly-Pottuz, S. Meille, J. Chevalier, V. Garnier, Y. Jorand, C. Esnouf, T.
Epicier, J.B. Quirk, K. Masenelli-Varlot, Mater. Lett. 119 (2014) 107.
J. Amodeo, P. Carrez, B. Devincre, P. Cordier, Acta Mater. 59 (2011) 2291.
I. Issa, J. Amodeo, J. Réthoré, L. Joly-Pottuz, C. Esnouf, J. Morthomas, M. Perez, J. Chevalier, K.
Masenelli-Varlot, Acta Mater. 86 (2015) 295.
46
Simulation multi-échelle de la rupture intergranulaire environnementale
Thierry Auger1*, Mathieu Bourcier1,2, Samuel Hémery3, Clotilde Berdin4, Julien Colombeau1,
Colette Rey1
1
MSSMAT, Ecole CentraleSupelec, Chatenay-Malabry
2
LGGE, Université Joseph Fourier, Grenoble
3
Institut P’, ENSMA, Poitiers
4
ICMMO, Université Paris 11, Orsay
*
[email protected]
La fragilisation par les métaux liquides (FML) est un cas intéressant de transition ductile-fragile
induite par l’environnement se produisant dans un cadre de grande déformation plastique. La
rupture s’observe aux joints de grains dans de multiples cas; on le montrera dans des études de
cas récentes tels que : aciers/In, acier/PbBi, acier/Na, acier/Hg, Cu/Hg. La nécessité d’atteindre
un certain niveau de déformation seuil pour la rupture fait penser qu’une description de ce
phénomène pourrait se faire à l’aide d’un critère mécanique en rupture. On présentera une
ébauche de simulation multi-échelle dans laquelle les aspects microstructuraux sont traités en
champ complet par la plasticité cristalline avec des agrégats tridimensionnels (issus d’EBSD3D ou virtuels). L’incorporation d’une fissure intergranulaire dans la plasticité cristalline
permet de prendre en compte la déformation plastique des grains environnants et de simuler les
champs mécaniques en pointe de fissure. On discutera d’un critère possible de rupture
permettant de prendre en compte la compétition avec l’émission de dislocation par la pointe de
fissure et qui prend en compte la spécificité de la FML en se basant sur l’énergie de surface
calculée à l’échelle atomique.
47
Plasticité des nanoparticules métalliques
Selim Bel Haj Salah1*, Céline Gerard1, Laurent Pizzagalli1
1
Institut Pprime – UPR 3346, CNRS – ISAE-ENSMA – Université de Poitiers, Département
de Physique et Mécanique des Matériaux
*
[email protected]
Résumé :
Le comportement mécanique de nanoparticules métalliques est étudié au moyen de simulations
en dynamique moléculaire. Une compression uniaxiale est effectuée sur une nanosphère
d'aluminium monocristallin en utilisant le potentiel développé par Mishin [1].
Dans le régime élastique, la réponse des nanosphères peut être décrit par la théorie de contact
Hertzienne classique. Nous avons pu constater un effet de la taille des nanoparticules : plus une
particule est petite, plus son module d'Young E est élevé. La déformation plastique commence
par la nucléation des dislocations partielles dans les surfaces de contact supérieure et inferieure
de la nanosphère, qui par la suite se propagent vers le centre de la nanoparticule.
L'influence de la vitesse de déformation sur les résultats de simulation est également étudiée.
Référence :
[1] Y. Mishin, D. Farkas, M. J. Mehl, and D. A. Papaconstantopoulos : Interatomic potentials
for monoatomic metals from experimental data and ab initio calculations. Phys. Rev. B 59,
3393 – Published 1 February 1999.
48
Etude de la multi-fissuration de couches fragiles et d’assemblages
fragiles/ductiles sur substrat souple
Ilhem Ben Cheikh1*, Guillaume Parry1, Rafael Estevez1, Davy Dalmas2
1
Laboratoire de Science et Ingénierie des Matériaux et Procédés(SIMaP), INP Grenoble
2
Laboratoire de Tribologie et Dynamiques des Systèmes(LTDS), Ecole Centrale, Lyon
*[email protected]
Contexte :
Les revêtements de couches minces sont utilisés dans de nombreuses applications de haute
technologie, comme les vitrages à basse émissivité et les dispositifs micro-électronique.
L’utilisation de polymères flexibles pour servir de substrat à des empilements de couches
minces (métalliques, oxydes ou organiques) est l’objet de nombreuses applications
industrielles, telles que l’opto et la microélectronique flexibles, les barrières chimiques pour les
emballages alimentaires ou encore les films fonctionnels pour les vitrages (systèmes bas
émissif). La pérennité des fonctionnalités induites par ces revêtements nécessite une maîtrise
de la cohésion du dépôt et de son adhérence au substrat, pour éviter son cloquage après dépôt
ou lors des diverses sollicitations mécaniques subies en service (traction, compression ou
flexion).
Problématique :
L’objectif de l’étude est la compréhension du phénomène de multi-fissuration de couches
d’Ag en et/ou d’oxyde de zinc sur des substrats élasto-plastiques d’ETFE (Fig. 1). Le
comportement mécanique de ces systèmes dépend fortement de la différence de module
élastique entre l’empilement des films et du substrat, de la plasticité du substrat et de la
ductilité des couches minces. Le formalisme du « shear lag » [1, 2] a été introduit pour tenir
compte de la plasticité du substrat à l’interface revêtement/substrat polymérique sans toutefois
trouver de réels fondements physiques à cette plasticité interfaciale. Les différents régimes
d’apparition des fissures ont été étudiés expérimentalement et des modèles simples ont été
proposés pour identifier les mécanismes possibles accompagnant ces phénomènes [3]. Des
observations récentes [4] ont montré l’importance de la plasticité étendue du substrat dans le
régime de saturation des fissures (large ouverture des fissures existantes sans création de
nouvelles fissures). Nous présentons une étude numérique avec un modèle de zone cohésive
pour l’interface et prenant en compte le comportement plastique du substrat afin d’éclaircir ce
mécanisme.
Figure 1: Observation par microscope optique du substrat d’ETFE 'nu' après fissuration de la couche.
Déformation irréversible localisée au-dessous des ouvertures de fissures dans le film
[1] M. S. HU and A. G. Evans, Acta metall. 37 (3) (1989) 917-925
[2] Y. Leterrier, L. Boogh, J. Andersons, J.-A. E. Manson, J. of Polymer Sc. Part B 35 (1997) 9, 1449-1461
[3] Xia, Z.C. & Hutchinson, J.W, Journal of the Mechanics and Physics of Solids 48 (2000) 6, 1107–1131.
[4] Joel Marthelot, Rupture et délamination de films minces, université Pierre Marie Curie Paris, 2014
49
Cloquage des films minces ductiles
Nadia BEN DHAMANE*, Guillaume PARRY, Rafael ESTEVEZ
SIMaP, Grenoble INP, Grenoble
*
[email protected]
Contexte:
Les revêtements de couches minces sont utilisés dans de nombreuses applications de haute
technologie, comme les vitrages à basse émissivité ou encore les dispositifs microélectroniques. Dans le monde industriel, l'élaboration de ces revêtements se fait le plus souvent
par voie PVD sur substrat rigide ce qui entraîne généralement l'apparition de très fortes
contraintes internes dont l'amplitude des composantes peut largement dépasser la limite
élastique (fréquemment plusieurs GPa). De tels niveaux de contrainte en compression sont alors
à l'origine de décollements spontanés, observés parfois même dès la sortie des chambres de
dépôt (phénomène appelé« claquage»). Ceci est dû au flambage et au délaminage simultanés
du film. La modélisation et la compréhension de ces phénomènes d'endommagement permettra
l'amélioration de la tenue mécanique des matériaux revêtus et donc un gain économique
importants par la réduction des taux de rebus de fabrication et l'allongement de leur durée de
vie qui en découlera.
Etude réalisée:
L'étude réalisée ici vise à modéliser le processus de flambage/décohésion de films minces
ductiles sur substrats rigides. Pour cela, on utilise un modèle de plaque géométriquement non
linéaire pour le film couplé à un modèle de zone cohésive dépendant de la mixité modale pour
l'interface. Ce modèle a été utilisé récemment dans le cas de films élastiques sur substrat rigide
[11. Nous prenons de plus en compte la ductilité du film dans la présente étude. Les
modèles présentés sont implémentés numériquement par la méthode des éléments finis en
utilisant le logiciel ABAQUS.
On s'intéresse principalement à l'équilibre dit de« ride droite» (Fig. 1), pour laquelle les résultats
de l'analyse du flambage élastique par les équations de plaques Fbppl Von-Karman[ 2l sont
bien connus. Nous verrons en quoi le développement de plasticité au sein du film lors du
délaminage modifie cet équilibre de flambage. Finalement, des résultats préliminaires du
flambage en cloque circulaire seront présentés dans le domaine élastique.
Figure: Modélisation du claquage en ride droite pour un film élastique (S.Mises - 1.65 GPa)
[1] J.Y. Faou et al., J. Mec h. Phys. Sol., 75, (2015), 93-103
[2] J.W. Hutchinson et z. Suo, Adv. App t. Mech. 29, (1992), 63
50
Calculs numériques des champs élastiques de défauts type dislocations ou
désinclinaisons par une approche basée sur la FFT
(Transformées de Fourier rapide)
Stéphane Berbenni*1, Vincent Taupin1, Komlan S. Djaka1, Claude Fressengeas 1
1Laboratoire LEM3, CNRS UMR 7239, Université de Lorraine, METZ, France
*Sté[email protected]
Une approche spectrale a été développée très récemment pour résoudre les équations
élastostatiques de la mécanique des champs de dislocations et désinclinaisons généralisées
(notées g-désinclinaisons) dans un milieu périodique. A partir d’une distribution spatiale
donnée de densité de dislocation ou de g-désinclinaisons dans un milieu élastique hétérogène
ou homogène, les distortions élastiques incompatibles et compatibles sont obtenues
respectivement à partir d’équations aux dérivées partielles de type Poisson et de type Navier
résolues dans l’espace de Fourier. Les transformées de Fourier discrètes sont calculées
numériquement par la méthode des transformées de Fourier rapide (FFT). Celle-ci permet
d’obtenir sans oscillations de Gibbs les déformations, rotations, et courbures élastiques ainsi
que les contraintes associées à une variété de défauts cristallins tels que dislocations coins, vis,
désinclinaisons classiques de type coin ainsi que des dipôles de désinclinaisons coins (Figure)
utilisés pour formuler des joints de grains, ou encore les pointes de macles considérées ici
comme des dipôles de pures g-désinclinaisons.
(A)
(B)
Figure : (A) Dipôle de désinclinaisons coins (à partir d’une densité de G-désinclinaisons
donnée), (B) Contraintes normales et de cisaillement normalisées obtenues par FFT
(vérification de l’équivalence dislocation coin /dipôle de désinclinaisons coins, voir Ref. [1]).
[1] S. Berbenni, V. Taupin, K.S. Djaka, C. Fressengeas. A numerical spectral approach for
solving elasto-static field dislocation and g-disclination mechanics. Int. J. Solids Struct. 51
(2014) 4157.
Remerciements: Les auteurs remercient l’Agence Nationale de la Recherche (ANR) sous le
Programme d'Investissement du Futur LabEx DAMAS référencé ANR-11-LABX-0008-01.
51
Déformation par maclage d’un alliage de titane β métastable superélastique
Philippe Castany1*, Yang Yang1, Y.L. Hao2, Thierry Gloriant1
1
INSA de Rennes, UMR 6226 Institut des Sciences Chimiques de Rennes/Equipe ChimieMétallurgie, 20 avenue des Buttes de Coësmes, 35708 Rennes
2
Institute of Metal Research, Chinese Academy of Sciences, 72 Wenhua Road, 110016
Shenyang, China
*
[email protected]
Les alliages de titane β métastable sont des candidats très prometteurs pour le remplacement
des différents alliages métalliques utilisés actuellement dans le domaine biomédical car ils
possèdent une bien meilleure compatibilité avec l’organisme, que ce soit mécanique ou
biologique. La microstructure de ces alliages est essentiellement composée de phase β
(structure cubique centré) qui est retenue à température ambiante par trempe. Selon la
composition de l’alliage, cette phase β peut être mécaniquement instable. Lorsque le matériau
est déformé, il est alors le siège d’une transformation martensitique sous contrainte vers une
phase α" orthorhombique. Cette transformation étant réversible, ces alliages possèdent alors
une très grande déformation recouvrable et sont dits superélastiques.
L’alliage Ti2448, de composition Ti-24Nb-4Zr-8Sn (% massique), est un des alliages de titane
β superélastique les plus étudiés. Il a été ici déformé en traction à 3% et 5% afin d’étudier les
différents mécanismes de déformation plastique, et en particulier le maclage. A 3% de
déformation, de nombreuses macles assez fines sont observées au microscope électronique en
transmission (MET) (Fig. 1a), alors qu’à 5% de déformation, les macles sont plus larges et
présentent du maclage secondaire (Fig. 1b). Ce type de microstructure de déformation est assez
inédit dans ce type d’alliage et n’avait jamais été observé. Par contre, les observations MET
montrent uniquement de la phase β alors que lorsque le matériau est sous contrainte, des essais
de traction in situ sous rayonnement synchrotron montrent que la microstructure est
essentiellement martensitique α". Les macles observées au MET dans la phase β ne sont donc
pas le mécanisme qui opère réellement dans le matériau, mais le résultat de la réversion de la
martensite en phase β lorsque la contrainte est relâchée. Les systèmes de maclage mécanique
de la phase α" n’étant pas référencés dans la littérature, nous avons donc utilisé les relations
d’orientation entre les phases β et α" pour reconstruire les différentes orientations de martensite
α" possibles à partir des orientations de la phase β des différentes macles observées. Une étude
minutieuse des différentes possibilités nous a permis de mettre en évidence les systèmes de
maclage de la phase α".
(a)
(b)
Fig. 1. Observations MET de macles dans des échantillons déformées à 3% (a) et 5% (b).
52
Development and application of an in-situ SEM nanoindenter coupled with
electrical measurements
Solène Comby1*, Fabien Volpi1, Laurent Maniguet2, Francine Roussel-Dherbey2, Frederic
Charlot2, Marc Verdier1
1
SIMaP, Grenoble Institute of Technology, Grenoble
CMTC, Grenoble Institute of Technology, Grenoble
2
*
[email protected]
The increasing demand for multifunctionality has become a recurring challenge for a
wide panel of application fields such as microelectronics, microsystems, energy harvesting or
structural applications.
One of the tracks to answer these rising needs is a smart association of materials with
tailored geometries, thus leading to ever more complex materials. The complexity of these new
materials requires the development of higher performance characterisation tools.
In that purpose, a multifunctional characterisation set-up is currently developed in
SIMaP lab, mainly based on electrical and mechanical coupling. This set-up is tailored for
advanced characterisations at the micrometer scale of structural and functional materials
displaying small scale organisations: multiphase, architecture alloys, thin film/substrate stacks,
small-scale system.
The heart of this characterisation device is a nanoindenter (i.e. an instrumented forcedisplacement column) (Figure 1). This device can be coupled with highly sensitive electrical
test instruments, which enhances quantitative analysis of mechanical behavior, such as
monitoring of the contact area or plastic response of oxide layers [1]. This work is performed
in collaboration with CSI (Concept Scientific Instruments).
This nanoindenter can also be integrated in-situ in a state-of-the-art Scanning Electron
Microscope, with high analytical resolution allowing the precise analysis of the indented area
by using both local chemical composition and local crystallographic orientation mapping,
thanks to EDS and EBSD techniques (Figure 2). This work is in collaboration with CMTC
platform.
The project is founded by labex CEMAM.
Figure 1: Nanoindenter, in collaboration with
Nanomechanics, Inc.
Figure 2: Orientation and chemical maps of
a multiphase alloy (CMTC)
[1] D. Mercier, V. Mandrillon, F. Volpi, M. Verdier, Y. Bréchet (2012) ‘Quantitative evolution of
electrical contact resistance between aluminium thin films’, Proc. IEEE Holm Conf. on Elect. Cont.,
2012
53
Reconstruction de surface et plasticité du niobium
B. Douat, C. Coupeau, J. Bonneville, M. Drouet, J. Durinck, J. Colin et J. Grilhé
INSTITUT P’ - Université de Poitiers- CNRS – UPR 3346 - SP2MI, 86962 Futuroscope
[email protected]
Bien qu’étudiés depuis plus de 50 ans, les mécanismes élémentaires de la plasticité des
matériaux cubiques à corps centré sont encore actuellement le sujet de nombreux débats et
controverses, notamment concernant les plans de glissement des dislocations vis. Des résultats
de simulations ab initio récents indiquent que celles-ci doivent avoir une structure de coeur
compacte impliquant des plans de glissement {110}. Le banc d’essai Nanoplast est
particulièrement bien adapté pour étudier les mécanismes de plasticité à l’échelle atomique. Il
dispose d’un microscope en champ proche sous UHV couplé à un dispositif permettant la
compression in situ en température d’échantillons.
Nous présentons ici tout d’abord une étude par microscopie à effet tunnel de la surface (111)
de monocristaux de niobium. La caractérisation cristallographique de la surface est en effet une
étape incontournable et primordiale avant d’étudier à l’échelle atomique les traces de glissement
résultant du mouvement des dislocations. De plus, si les surfaces cristallographiques {100} et
{110} ont été abondamment étudiées, il n’existe à notre connaissance aucune étude de ce type
relative aux surfaces {111}. Cette étude met en évidence une reconstruction (2x2) (figure 1),
comme cela avait déjà été suggéré sur la base d’observations par diffraction des électrons
(LEED) [1].
Dans le domaine plastique, nous avons pu observer sous contrainte à la résolution atomique
quelques traces de glissement provenant du mouvement de dislocations. Après avoir finement
caractérisé la reconstruction de surface (111) [2], nous pouvons ainsi identifier sans ambiguïté
à l’échelle atomique la cristallographie correspondant aux traces de glissement (figure 2). Une
telle résolution sous contrainte n’avait jamais été obtenue expérimentalement et permet pour la
première fois une comparaison directe avec les simulations numériques en dynamique
moléculaire. La modélisation des mécanismes élémentaires donnant lieu aux traces de
glissement observées à cette échelle est actuellement en cours.
Fig. 1 : Image STM en mode topographique Fig. 2 : Image STM en mode topographique
de la surface (111) reconstruite du Nb à d’un dipôle de dislocations à température
température ambiante. En haut à droite en ambiante
pointillé la maille élémentaire (1x1)
1. R. Pantel, M. Bujor and J. Bardol, Surf. Sci. 62 (1977) 589-609.
2. C. Coupeau et al., Surf. Sci. 632 (2015) 60-63.
54
Modélisation continue des cœurs de dislocations à l’aide d’une théorie de
mécanique des champs de dislocations
K. Gbemou, J.-M. Raulot, V. Taupin, C. Fressengeas
LEM3, UMR CNRS 7239, Ile du Saulcy, 57045 METZ Cedex 01, France
[email protected]
Un modèle de mécanique des champs de dislocations [1] est développé pour modéliser de façon
continue les structures de cœur de dislocations dans les matériaux cristallins, leur mouvement
et leur nucléation. Dans la théorie des champs de dislocations, un cœur de dislocation est
représenté de façon continue par des densités de dislocations polaires à travers le tenseur des
dislocations de Nye [2]. Le vecteur de Burgers introduit par ces densités de dislocations génère
des distorsions élastiques incompatibles au sein du milieu cristallin. A travers l’équilibre
mécanique du cristal, cette incompatibilité engendre des champs de contraintes internes à
longue distance. Sous l’action d’un champ de contrainte, les densités de dislocations se
déplacent. Ce mécanisme est pris en compte dans la théorie par une équation de transport des
densités de dislocations [3], où les vitesses dérivent de forces motrices de façon
thermodynamiquement compatible. Des simulations issues de cette théorie montrent qu’un
cœur de dislocation compact initialement placé dans un cristal se relaxe et s’étale de façon
infinie dans son propre champ de contrainte interne. Pour stopper la relaxation infinie et obtenir
une structure de cœur équilibrée, il est nécessaire de prendre en compte des forces de rappel du
réseau cristallin dans le modèle. En se basant sur les travaux de Peierls-Nabarro [4], ces forces
de rappel sont prises en compte en introduisant des énergies de fautes d’empilement. Ces forces
de rappel s’opposent aux contraintes internes et stoppent la relaxation infinie des cœurs de
dislocations. Le modèle est appliqué à la détermination de la structure de cœur de dislocations
coin et vis dans le plan basal et prismatique type-I du zirconium et du titane en utilisant des
énergies de fautes d’empilement calculées par des simulations atomistiques. La dissociation en
partielles est observée dans le plan basal pour les deux matériaux. On s’intéresse ensuite à la
mise en mouvement des dislocations sous l’action d’un chargement appliqué, notamment à la
prédiction d’une contrainte de Peierls, puis à la nucléation de boucles de dislocations.
Mots clés : Structure de cœur de dislocations, Energie de fautes d’empilements, transport des
dislocations.
Références :
[1] A. Acharya, A. Roy, J. Mech. Phys. Solids 54, 1687(2006).
[2] J.F. Nye, Acta Metall. 1, 153 (1953).
[3] T. Mura, Phil. Mag. 89, 843 (1963)
[4] R. R. Peierls, Proc. Phys. Soc. London 52, 34 (1940)
55
Etude de matériaux composites Al/Al-Cu-Fe
A. Joseph1, A. Joulain1, V. Gauthier-Brunet1, C. Tromas1, S. Dubois1, J. Bonneville1
J-P. Monchoux2
1
INSTITUT P’ - Université de Poitiers- CNRS – UPR 3346 - SP2MI, 86962 Futuroscope
2
CEMES - CNRS – 29 rue Jeanne Marvig, BP 94347, 31055 Toulouse
*
[email protected]
Les matériaux composites à matrice Al renforcée par des particules d’alliage Al-Cu-Fe sont des
matériaux prometteurs pour remplacer les matériaux à renforts céramiques généralement
coûteux et difficilement recyclables. Les particules Al-Cu-Fe utilisées associent facilité
d'élaboration et excellentes propriétés mécaniques (dureté, module d’élasticité et contrainte à
la rupture élevés) et tribologiques. Ce type de renfort devrait, de plus, permettre d'obtenir une
bonne adhésion au niveau des interfaces métal/métal entre renfort et matrice et être facilement
recyclable.
L’objectif cette étude est d’optimiser les propriétés mécaniques de composites Al/ω-Al-Cu-Fe
par le contrôle de leur microstructure. Cela nécessite une bonne compréhension des mécanismes
de déformation en corrélation avec les microstructures élaborées.
Nous étudions actuellement plus particulièrement les composites Al/ω-Al-Cu-Fe produits par
frittage flash (SPS). Les particules de renfort sont initialement de phase quasi-cristalline (QC)
Al63,5Cu24Fe12,5 et subissent à une température de l’ordre de 770K une transformation de
phase vers une structure cristalline tétragonale ω-Al70Cu20Fe10. Bien que les paramètres
d’élaboration en SPS ne soient pas encore totalement optimisés, nous avons réussi à produire
des composites denses renforcés par des particules de renfort de la structure ω souhaitée. La
morphologie, la composition et les différentes phases en présence dans les échantillons sont
caractérisées par MEB, EDS et DRX. Les propriétés mécaniques sont évaluées à une échelle
macroscopique par essais de compression et nanométrique par essais de nano-indentation. Les
microstructures des échantillons, ainsi que certaines caractéristiques d’élaboration, indiquent
que la transformation de phase QC → ω lors du SPS est relativement complexe et n’est pas,
comme cela a été proposé, purement diffusionnelle à l’état solide. Celle-ci s’accompagne de la
formation de phases intermédiaires AlCu et Al2Cu. Les essais de compression macroscopique
ont été réalisés à vitesse de déformation imposée constante et à différentes températures (293
K ≤ T≤ 823 K). Les composites SPS présentent une contrainte d’écoulement inférieure à celle
qui avait été obtenue dans une précédente étude sur des composites similaires élaborés par
compaction isostatique à chaud (CIC). Afin d’identifier les phénomènes pouvant conduire à
une telle différence, une caractérisation plus fine des propriétés mécaniques a été entreprise
dans un premier temps sur les échantillons SPS. Des essais de nano-indentation, couplés à des
analyses chimiques en MEB, ont été réalisés. La comparaison des cartographies de dureté et de
composition chimique, ainsi que l’analyse quantitative des courbes charge-profondeur de
pénétration, confirme une forte corrélation entre les hétérogénéités chimiques et les propriétés
mécaniques. Les courbes charge-profondeur de pénétration réalisées sur la matrice font
également apparaitre des instabilités assimilables à des effets de vieillissement dynamique.
56
Modélisation du maclage dans le zirconium
Olivier MacKain 1*, Emmanuel Clouet 1, David Rodney 2
1
2
CEA, DEN, Service de Recherches de Métallurgie Physique, F-91191 Gif-sur-Yvette
Institut Lumière Matière, UMR5206 Université de Lyon 1 – CNRS, F-69622 Villeurbanne
*
[email protected]
Les alliages de zirconium sont largement utilisés dans l'industrie nucléaire. À l'intérieur du
réacteur, ils servent notamment de matériau de gainage pour les crayons de combustible. La
connaissance de leur plasticité est importante pour prédire leur comportement sous contrainte.
La déformation plastique dans le zirconium, ainsi que dans les autres métaux hexagonaux
compacts, est principalement possible grâce au glissement de dislocations de vecteur de Burgers
<a>. Ces dernières ne permettent cependant pas d'accommoder une déformation le long de l'axe
<c>, qui nécessite de faire intervenir des dislocations de vecteur de Burgers <c+a> ou du
maclage. Ces deux mécanismes peuvent apparaître conjointement ou non selon les domaines
de déformation et de température considérés. À basses températures (< 300 °C), le maclage
permet à lui-seul d'expliquer la déformation plastique observée, tandis qu'à partir de
températures plus importantes (> 400 °C), les dislocations <c+a> apparaissent et jouent un rôle
prédominant dans l'accommodation de la déformation plastique [1]. Le maclage reste
néanmoins présent à haute température. Il est également à noter que le mode de maclage n'est
pas le même selon la nature de la sollicitation mécanique (tension ou compression) ni selon le
domaine de température.
Notre étude porte sur l'analyse à l'échelle atomique des différents systèmes de maclage présents
dans le zirconium. La modélisation de joints de macles est réalisée en potentiels empiriques
ainsi qu'en simulations ab initio. Les potentiels empiriques permettent une analyse de systèmes
relativement grands (quelques dizaines de milliers d'atomes) mais sont d’un réalisme relatif.
Cela est dû au fait que la représentation de la liaison chimique par les potentiels empiriques
simples ne tient pas compte du caractère angulaire pourtant important dans le cas des métaux
hexagonaux. C'est pourquoi les calculs empiriques sont comparés à des calculs ab initio qui
permettent d'accéder plus fidèlement à la structure atomique des joints de macles, ainsi qu'à
leurs énergies mais pour des systèmes beaucoup plus petits (quelques centaines d'atomes au
plus). Cette comparaison permettra de savoir dans quelle mesure le potentiel empirique pourra
être utilisé pour reproduire le comportement du zirconium observé expérimentalement lors de
sollicitations mécaniques. L'ensemble des résultats obtenus sur les joints de macles parfaits
représente une étape préliminaire dans la modélisation de la germination et de la croissance des
macles à l'échelle atomique ainsi que leur impact aux échelles supérieures.
[1] M.H. Yoo, Metall. Trans. A, 1981, Vol 12, pp 409 – 418.
57
Mécanismes de déformation plastique des nanocomposites à matrice
magnésium élaborés via production par friction malaxage
Camila Mallmann1*, Aude Simar2, Emilie Ferrié1, Marc Fivel1, Erica Lilleodden3
1
SIMAP/GPM2, Université Grenoble Alpes, Grenoble INP/CNRS, F-38000 Grenoble, France
2
UCL-iMMC-IMAP, Place Saint Barbe 2, B1348, Louvain-la-Neuve, Belgique
3
Helmholtz-Zentrum Geesthacht, Max-Planck-Straße 1, 21502 Geesthacht Allemagne
*
[email protected]
Des nanocomposites à matrice de magnésium sont envisagés comme une solution
prometteuse à l’allègement des structures, à l’économie d’énergie et à la réduction des
émissions de CO2, spécialement dans le domaine de l’aéronautique et de l’automobile. Avec
une masse volumique de seulement 1.74 g.cm3, le magnésium est le plus léger des métaux.
Cependant, sa résistance mécanique doit être améliorée afin qu’il puisse rivaliser avec d’autres
métaux légers, comme l’aluminium ou le titane. Cette étude se concentre sur le magnésium
renforcé par nanoparticules d’Y2O3. L’objectif est d’évaluer le comportement plastique typique
de monocristaux de magnésium renforcés par particules d’oxyde. Un des challenges est
d’obtenir des échantillons monocristallins avec une dispersion homogène des particules.
Des nanocomposites à matrice magnésium renforcés par Y2O3 ont été préparés par
Production par Friction Malaxage (ou Friction Stir Processing - FSP). Le FSP est une technique
d’élaboration des composites pour laquelle les matériaux restent à l’état solide. Elle s’appuie
sur les mêmes principes que le Soudage par Friction Malaxage (ou Friction Stir Welding FSW). Cette technique semble être une méthode efficace pour l’élaboration des composites à
matrice métallique. Les particules d’Y2O3, qui ont initialement une taille de 3 µm, sont
fragmentées pendant le processus et leur taille est réduite à quelques nanomètres (Fig. 1-a).
L’homogénéité de la dispersion dans tout le volume a été confirmée par microtomographie à
rayonnement X synchrotron (Fig. 1-b).
Figure 1 – Micrographie en champ clair (MET) du nanocomposite, montrant que les particules ont été fragmentées lors du FSP (a).
Image tridimensionnelle obtenue par microtomographie à rayonnement X synchrotron montrant une bonne dispersion des
particules dans tout le volume (b).
Des essais de microcompression sont réalisés afin d’obtenir la réponse mécanique pour
différentes orientations du cristal. Les micropiliers ont été usinés dans un seul grain en utilisant
un Faisceau d’Ions Focalisé (FIB). Les résultats expérimentaux seront ensuite confrontés à ceux
obtenus par simulation de Dynamique des Dislocations Discrètes (Fig. 1-c).
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Modeling polycrystal plasticity using field disclination and dislocation
mechanics
V. Taupin1*, C. Fressengeas1, B. Beausir1, L. Capolungo2, M. Upadhyay2
1
2
LEM3, Université de Lorraine / CNRS, Metz, France.
G.W. Woodruff School of Mechanical Engineering, Georgia Institute of Technology /
CNRS, Metz, France.
*Email
: [email protected]
A mesoscale elastic-plastic theory is developed for the modeling of polycrystal plasticity. It
accounts for lattice translational/rotational incompatibility due to the presence of dislocations/
disclinations in the crystal, through polar dislocation/disclination densities [1]. As opposed to
statistical dislocation and disclination densities, which do not give rise to net Burgers and Frank
vectors, polar defect densities are responsible for long-range elastic strains and curvatures. The
spatiotemporal evolution of polar defect densities is provided by their transport equations [1],
which involve source terms arising from incompatibilities in the plastic deformation and
curvature rates. When modeling a polycrystal, initial polar dislocation and disclination densities
composing grain boundaries and triple lines are estimated from gradients in lattice orientations,
i.e. lattice curvatures, which can be obtained from EBSD maps [2]. When loading a polycrystal,
polar defect densities are found to accumulate at grain boundaries and triple lines. This theory
has the potential for incorporating grain boundary mechanisms such as grain boundary
migration [3] in a crystal plasticity framework. In particular, it can render the competition
between dislocation mediated and grain boundary mediated plasticity. In addition, the
implications for crystal plasticity include tangential continuity of the mesoscale plastic strain
rate and curvature rate tensors on interfaces, which naturally induces nonlocal behavior of a
polycrystalline material through grain-to-grain interactions [4].
[1] “An elasto-plastic theory of dislocation and disclination fields”, C. Fressengeas, V. Taupin,
L. Capolungo, International Journal of Solids and Structures 48, 3499–3509,
(2011).
[2] “Disclination densities from EBSD orientation mapping”, B. Beausir and C. Fressengeas,
International Journal of Solids and Structures 50, 137–146, (2013).
[3] “Disclination mediated plasticity in shear-coupled boundary migration”, V. Taupin, L.
Capolungo and C. Fressengeas, International Journal of Plasticity 53, 179-192 (2013).
[4] “Tangential continuity of elastic/plastic curvature and strain at interfaces”, C. Fressengeas,
V. Taupin, M. Upadhyay, L. Capolungo, International Journal of Solids and Structures 49,
2660–2667, (2012).
59
Influence of grain shape on dislocation slip activity in free-standing thin
films
Hareesh Tummala1*, Marc Fivel1, Guerric Lemoine2, Laurent Delannay2
1
SIMaP-GPM2, Univ. Grenoble Alpes / CNRS, F 38000 Grenoble, France
iMMC, Univ. catholique de Louvain, B-1348 Louvain-la-Neuve, Belgium
2
*
[email protected]
Electro-deposition technique makes it possible to fabricate thin film components on the
nanometer and micrometer scale. Metallic thin films fabricated using this technique not only
have grains which are small in size, columnar in shape but also exhibit a strong crystallographic
texture. Crystal plasticity models properly capture the effect of texture on plastic anisotropy.
But, the influence of grain morphology still raises a number of questions. In electro-deposited
pure iron with columnar grains, the Lankford coefficient, which is the ratio of the in-plane and
out-of-plane transverse plastic strain rates during a uniaxial tensile test is equal to 7 [1]. This
extraordinary anisotropy was suggested to result from a combined effect of texture, grain shape
and grain size [2].
In the first part of the present study, dislocation dynamics (DD) theory [3] is used to predict the
slip activity and amplitude of back-stresses inside three spheroidal grains having same volume
and lattice orientation but different aspect ratios. The crystal symmetry is face-centered-cubic.
The lattice orientation and the applied stress are chosen in such a way that the largest Schmid
factor is shared among four slip systems. This leads to a Lankford coefficient of 1.3 in
conventional crystal plasticity simulations. Whereas, DD simulations predict Lankford
coefficients ranging from 1.3 to 2.6, depending on the spheroid aspect ratio. Indeed, DD
simulations predict dislocation pile-ups at the grain boundary as well as back-stresses of
different amplitudes among the four active slip systems. In the most elongated spheroidal grain,
DD theory predicts lower back-stress and hence preferential slip along the (111) plane that is
aligned closest to the long axis of the grain.
In the second part of the study, a mathematical formula is suggested in order to reproduce the
trends predicted by DD simulations about the back-stress developed onto specific slip systems.
This formula is imported into a crystal plasticity based finite element model (CPFEM) allowing
2D analysis of plastic flow and creep of polycrystalline films. Model predictions are assessed
against experimental measurements of Pd and Ni obtained using lab-on-chip technique [4].
References
[1] Yoshinaga, N., N. Sugiura, S. Hiwatashi, K. Ushioda, and O. Kada. Deep Drawability of Electro-deposited
Pure Iron Having an Extremely Sharp <111>//ND Texture. ISIJ International, 48 (2008), 667-670.
[2] Delannay L., Barnett M.R. Modelling the combined effect of grain size and grain shape on plastic anisotropy
of metals. International Journal of Plasticity, 32-33 (2012), 70-84.
[3] M Verdier et al 1998, Mesoscopic scale simulation of dislocation dynamics in fcc metals: Principles and
applications, Modelling Simul. Mater. Sci. Eng. 6 755.
[4] S. Gravier, M. Coulombier, A. Safi, J-P. Raskin, T. Pardoen, New On-Chip Nanomechanical Testing
Laboratory -Applications to Aluminium and Poly silicon Thin Films. JMEMS, 18 : 555–569, 2009.
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Mardi 28 avril
8:40 - 9:20
Mercredi 29 avril
Claude FRESSENGEAS
8:40 - 9:20
9:20 - 9:40
Maeva COTTURA
9:20 - 9:40
Julien GUENOLE
9:40 - 10:00
Francesca BOIOLI
9:40 - 10:00
Céline GERARD
10:00 - 10:20
Cameron SOBIE
10:00 - 10:20
Sami HAMADE
10:20 - 11:00
11:00 - 11:20
PAUSE
Antoine RUFFINI
10:20 - 11:00
11:00 - 11:20
PAUSE
Guillaume PARRY
11:20 - 11:40
Komlan Senam DJAKA
11:20 - 11:40
Pierre HIREL
11:40 - 12:00
Ronan MADEC
11:40 - 12:00
Julien GODET
12:00 - 12:20
Nicolas BERTIN
12:00 - 13:30
REPAS
Coupling Phase Field method with dislocation density based plasticity
Creep properties of Olivine by 2.5D dislocation dynamics simulations
Scale transition using discrete dislocation dynamics and the Nudged Elastic
Band method
Modèle de champ de phase couplant fissures et dislocations en grandes
déformations
Une approche spectrale pour la résolution numérique de l'équation de
transport des densités de dislocations
Coefficients d'interaction dans les cubiques à faces centrées : deux effets
non négligeables ?
A FFT-based formulation for efficient mechanical fields computation in
isotropic and anisotropic periodic discrete dislocation dynamics
12:40 - 14:00
14:00 - 14:40
REPAS
Jean-Loup STRUDEL
12:20 - 14 :00
14:00 - 14:40
REPAS
Pierre BASTIE
14:40 - 15:00
Guillaume LAPLANCHE
14:40 - 15:00
Berangère LUTHI
15:00 - 15:20
Florence PETTINARI-STURMEL
15:00 - 15:20
Liang LIANG
15:20 - 15:40
Alexis BURR
15:20 - 15:40
Zhengxuan FAN
15:40 - 16:20
16:20 - 16:40
PAUSE
Tatiana LEBEDKINA
15:40 - 16:20
16:20 - 16:40
PAUSE
Döme TANGUY
16:40 - 17:00
Karine GOURIET
16:40 - 17:00
Marc LEGROS
17:00 - 17:20
Stéphane BERBENNI
17:00 - 17:20
Alexandre MUSSI
17:20 - 19:00
20:00 - 21:00
POSTERS
REPAS
17:20 - 19:00
20:00 - 21:00
POSTERS
REPAS
Evolution du coefficient d'expansion thermique et des modules d'élasticité
en fonction de la température de l'alliage CoCrFeMnNi
Caractérisation par MET de la microstructure et des micromécanismes de
déformation du nouveau superalliage AD730™
Etude expérimentale de la déformation viscoplastique de cylindres
monocristallins de glace
Unusual behavior of deformation bands during jerky flow in an AlMg alloy
containing precipitates
Dislocation modelling in Ti2AlN MAX phase based on the Peierls-Nabarro
model
Analyse micromécanique du maclage secondaire dans un alliage de
magnésium
Diffraction des rayons X durs : une approche complémentaire pour la
plasticité
Reconstruction du coeur de la dislocation induit par la ségrégation de soluté
dans les métaux cubiques centrés
Simulations ab initio de défauts étendus du Ti α avec solutés H et O
Simulation atomistique de l'irréversibilité du glissement cyclique en surface
dans les métaux de type CFC
Plasticité par migration de joints de grain, expériences en MET in situ et
simulations atomistiques
Caractérisation de la plasticité de l'olivine par tomographie électronique
Jeudi 30 avril
Edgar RAUCH
Atomistic Simulations of Dislocation-Interface Interactions in the γ/γ'
Microstructure in Ni-base Superalloys
Ni-based superalloy : neighboring effect on a grain scale model during the
viscoplastic deformation
Effet de la plasticité et de la pression atmosphérique sur la formation et
l'évolution de cloques en forme de 'donut' et 'croissant'
Les céramiques peuvent-elles être ductiles ? Structures et mobilité des
dislocations dans les perovskites
Mise en évidence des mécanismes contrôlant la transition fragile ductile aux
petites dimensions dans le silicium

Recueil des résumés

Transcription

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M.M.T. (Moving Magnet Technologies)

HDR mémoire, Orsay university, 2005.