TEXTURES DANS LES METAUX CUBIQUES CENTRES

Dans ce chapitre, nous présentons une vue d’ensemble du comportement plastique des métaux cubiques centrés en grandes déformations en vue de la prévision de leurs textures de laminage.Pour cela, après un aperçu des textures constatées en laminage à froid de ces matériaux, nous décrivons diverses théories qu’i, considérant que ces textures sont dues principalement à la déformation individuelle des grains, se sont intéressées au problème du comportement plastique des monocristaux. Ensuite, différentes expériences en grandes déformations plastiques, réalisées » sur desçristaux cubiques centrés, nous permettent d’évoquer certains problèmes tels que le choix des systèmes de glissement et l’évaluation de leurs .cissions résolues critiques.De plus, nous résumons différents modèles mathématiques élaborés afin d’expliquer le comportement plastique des polycristaux à partir de celui des monocristaux. Nous présentons également quelques applications de ces modèles à la prévision des textures de laminage des métaux cubiques centrés. Les textures de déformation produites lors des procédés de mise en forme jouent un rôle important de par l’anisotropie du matériau qui en résulte, que ce soit au niveau du comportement mécanique, magnétique, électrique, etc… Dans ce travail, nous nous intéressons plus particulièrement aux textures de laminage puisqu’il s’agit du principal procédé de fabrication de tôles métalliques.

Les textures de laminage à froid des métaux cubiques centrés sont très voisines qu’il s’agisse d’un métal pur tel que le niobium (Vandermeer et Ogle, 1968), le molybdène (Segmuller et Wasserman, 1960), le vanadium (Mc Hargue et Hammond, 1952), le tungstène (Pugh, 1958), ou de différents alliages (Evans, Bitcon et Hughes, 1969), (Wever et Botticher, 1966) et (Moller et Stablein, 1958). De plus, ces textures sont peu influencées par la température de làminage (Haessner et Mayer-Rosa, 1967) et (Hu, 1974). Les figures de pôles (1 1 0) et (2 0 0) des textures de laminage à froid, pour les 2 matériaux étudiés dans ce travail: Fe-Si et Nb, sont présentées à la figure 1.1 pour le Fe-2,8 % Si après un taux de rédùction de 9? % et à la figure 1.2 pour le Nb après 9″7,5 % de déformation. Nous constatons que celles-ci se composent des mêmes zones de faible et de forte intensité de diffraction.Or, les figures de pôles utilisées pour caractériser les textures sont généralement incomplètes en raison de la limitation de l’angle d’incidence à~ 75° lors de la diffraction des rayons X. Pour une meilleure description quantitative de ces textures, une fonction de distribution d’orientations cristallines (FDOC) est alors calculée à partir d’un ensemble de figures de pôles (Bunge, 1969). Cette fonction, définie, dans l’espace à 3 dimensions des angles d’Euler avec 0<‘!(1’~<900, représente la fraction volumique des cristallites ayant une orientation (‘P,~’f) donnée.

Les différents modèles que nous allons présenter ci-après, supposent tous que la déformation est homogène et s’appliquent aussi bien au comportement de monocristaux de structure cubique à faces centrées que cubiques centrés. Ces modèles reposent sur une hypothèse de déformation plastique qui se produit par glissements cristallographiques En général, le cristal est assimilé à un matériau rigide-plastique ne subissant aucune variation de volume. Comme critère d’écoulement plastique, on utilise principalement la loi de Schmid et Boas (1935), c’est-à-dire l’activation des systèmes de glissement à partir d’une valeur seuil de la cission résolue. De plus, on suppose également que la pression hydrostatique n’influence pas les propriétés d’écoulement du cristal. Taylor en 1938 émet l’idée que l’état de déformation que subit chaque grain d’un polycristal est identique à celui qui est imposé à l’ensemble. De ce fait, les grains restent en contact lors de la déformation et aucune cavité ne se forme aux joints de grains. Taylor utilise les résultats de Von Mises (1928), selon lesquels seulement 5 systèmes de glissement indépendants sont nécéssaires pour accommoder un état de déformation complètement imposé au cristal. Il en conclut, en vertu du théorème du travail virtuel minimum, que les 5 systèmes de glissement actifs sont ceux pour lesquels.