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Glissements aux joints de phases de l’eutectiquelamellaire Al-Al2Cu déformé à chaud par cisaillement

P. Gaymard, R. Bonnet

To cite this version:P. Gaymard, R. Bonnet. Glissements aux joints de phases de l’eutectique lamellaire Al-Al2Cudéformé à chaud par cisaillement. Revue de Physique Appliquee, 1981, 16 (4), pp.145-151.<10.1051/rphysap:01981001604014500>. <jpa-00244907>

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Glissements aux joints de phases de l’eutectique lamellaire Al-Al2Cudéformé à chaud par cisaillement

P. Gaymard et R. Bonnet (*)I.U.T. Génie Mécanique, B.P. 40, 38402 Saint-Martin-d’Hères, France

(Reçu le 17 novembre.1980, révisé le 22 décembre 1980, accepté le 8 janvier 1981)

Résumé. 2014 Des essais de cisaillements cycliques, à des températures variant de 360 °C à 460 °C, ont été réaliséssur l’eutectique lamellaire Al-Al2Cu(03B8) obtenu par solidification dirigée. La cission appliquée est parallèle auxjoints Al/03B8 et à la direction de croissance. L’expérience indique que la contrainte d’écoulement du matériau corres-pondant à chaque cycle ne dépend pratiquement que de la température et de la vitesse de charge actuelles du maté-riau. Le glissement macroscopique g résulte de glissements interfaciaux très localisés, délimitant le plus souvent despaquets de lamelles en nombre pair. Ces glissements interfaciaux sont tous proportionnels à g. L’utilisation d’uneloi constitutive analogue à celle de Mukherjee, Bird et Dorn (1969) conduit à un exposant m égal à 0,26 pour lavitesse de glissement g et une énergie d’activation apparente voisine de 128 kJ. mole-1.

Abstract. 2014 High-temperature cyclic shear tests have been performed in the unidirectionally solidified lamellareutectic Al-Al2Cu at the temperature range 360 °C-460 °C. The applied shear stress is parallel to the interfacesand the growth direction. The experiments show that the flow stress of the material corresponding to each cycleonly depends on the actual temperature and loading rate. The macroscopic sliding g results from very localizedinterfacial slidings, frequently fixing the boundaries of bundles made of lamellae in even number. These interfacialslidings are all proportional to g. The use of a constitutive law similar to the one of Mukherjee, Bird and Dorn (1969)leads to an exponent m equal to 0.26 for the sliding rate g and an activation energy close to 128 kJ. mole-1.

Revue Phys. Appl. 16 (1981) 145-151 AVRIL 1981.

Classification

Physics Abstracts62 . 20F

1. Introduction. - De nombreux travaux ont déjàété consacrés aux propriétés plastiques à chaud descomposites eutectiques obtenus par solidification

dirigée (voir par exemple Lawley [1] et Stoloff [2]).En particulier, certaines études expérimentales ontété réalisées sur les eutectiques lamellaires Pb-Sn etAI-Al2Cu(O) dans le but d’examiner le comportement. du milieu lamellaire à des températures et des solli-citations diverses. Pour l’eutectique lamellaire Pb-Sn,les études publiées dans la littérature sont celles deBaudelet, Suery et Eberhardt [3] et Cagnon et al. [4].Quant au composite Al-0, il a donné lieu à de nom-breuses expériences de déformation, notamment aulaboratoire, à des températures égales ou supérieuresà l’ambiante (Proulx et Durand [5], Schmidt-

Whitley [6], El Hassan [7], Dupeûx et Durand [8],Cantor et Chadwick [9], Chadwick [10], Ignat et al.[11, 12, 13]). Ces travaux, qui comportaient entre

autres des essais in situ à chaud au microscope élec-tronique à 1 MeV, ont toujours fait ressortir l’impor-tance de l’hétérogénéité de la déformation, le rôleessentiel des imperfections du milieu lamellaire et leglissement parallèlement à elles-mêmes des lamelles.La première partie de ce travail étudie la cinéma-

tique de la déformation à chaud d’éprouvettes Al-0soumises à un cisaillement parallèlement aux jointsAl/0 et à la direction de croissance de l’eutectique.Les observations sont faites à l’aide de la techniqueusuelle des traits repères gravés sur une surface, déjàutilisée par Baudelet et al. [3]. Les effets de la vitessede cisaillement et de la température sur la résistancedu matériau sont étudiés dans une seconde partiedans le cadre de lois semi-empiriques classiques.

2. Méthode expérimentale. - 2.1 ELABORATIONET GÉOMÉTRIE DES ÉPROUVETTES. - L’élaboration deséchantillons eutectiques, est effectuée par une méthodemise au point par Riquet [14] au laboratoire. Latempérature de fusion de l’eutectique est TE = 821 K.Après une solidification orientée, l’alliage ne comportequ’un seul grain eutectique, appelé monograin, à

Article published online by EDP Sciences and available at http://dx.doi.org/10.1051/rphysap:01981001604014500

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l’intérieur duquel les lamelles Al et 0 sont grossière-ment parallèles et d’une épaisseur de 2 gm environ.Les défauts structuraux d’un tel monograin ont étéétudiés en microscopie électronique par l’un desauteurs [15] : le grain est subdivisé en petits blocsnotés blocs lamellaires à l’intérieur desquels les deuxphases Al et 0 ont une orientation mutuelle biendéfinie [16]. Ces blocs, faiblement désorientés entreeux, sont délimités par des surfaces de fautes forméesd’une succession de joints à petite surface Al/Al,0/0 et AI/0. Ces derniers sont aussi notés joints sin-guliers pour les différencier des joints Al/0 ordi-naires présents à l’intérieur des blocs lamellaires.Il est important de noter pour la suite que certainsjoints singuliers, décrits sur une coupe transversaled’un lingot par les lignes LL’ et LL" de la figure 1de Bonnet [15], ne se différencient pas en microscopieoptique des joints ordinaires AI/0. La microscopieélectronique les met par contre facilement en évidencepar diffraction électronique. Ces joints singuliersplans ont une densité de défauts linéaires supérieureà la moyenne (Fig. 7 de Bonnet [15]). De tels jointssinguliers sont aussi présents dans l’eutectique lamel-laire Pb-Sn (Labulle et Petipas [17]).Pour les essais de cisaillement diverses formes

d’éprouvette ont été testées dont celle utilisée parDuquaire, Biscondi et Goux [18]. En fait, les essaisles plus satisfaisants ont été réalisés avec les éprou-vettes schématisées sur la figure 1. Le monograineutectique est découpé tout d’abord sous la forme

Fig. 1. - Schéma d’une éprouvette de cisaillement. Une contraintede cission pure est appliquée dans le volume déformé d’épaisseurc N 0,2 mm en appliquant une compression selon la direction MQ.

[Schematic view of a shear test sample. A pure shear stress is appliedin the deformed volume by applying a compressive stress along thedirection MQ, the thickness of the deformed volume is N 0.2 mm(b/d = 3).]

d’un parallélépipède rectangle de dimensions a = 7 mm,b = 6 mm, MQ = 10 mm, de manière que la faceMNPQ soit parallèle au plan moyen des joints Al/0et que la face SMQR soit à la fois perpendiculaireà ce plan moyen et parallèle à l’axe du lingot. Ceprisme est ensuite entaillé par deux rainures à fondplat, d’une épaisseur de 0,5 mm et distantes de d=2 mm.Les fonds des rainures sont usinés soigneusementpar des passes finales de 0,05 mm, de manière à ceque le recouvrement des entailles, noté c sur.la figure 1soit voisin de 0,2 mm. En fait, mesuré au microscopeoptique après usinage, c varie de 0,07 mm à 0,305 mm.Les deux faces de type SMQR sont ensuite poliessoigneusement à l’alumine, puis rayées de fins traitsrepères parallèlement à la direction SM (pour lesdétails techniques, voir Gaymard [19]). La méthodeutilisée a l’avantage de marquer également les deuxphases.

2. 2 NOTATION UTILISÉE. - Dans la suite, un repèrecartésien Oxyz est attaché à l’éprouvette :

Ox IIMQ,Oy II SM .

Au moyen d’une expérience de photoélasticimétrie,il est possible de montrer [19] qu’avec les dimensionschoisies, l’application d’une compression uxx sur lespetites faces a. b entraîne une cission 03C4xy pratiquementconstante sur le volume de matière défini par c. d. a,avec une contrainte 03C3yy tout à fait négligeable. Ainsiqu’il est facile de la calculer, la cission moyenne Test telle a ue .

Pour nos éprouvettes (b/d ) = 3. Ce facteur n’est

probablement pas entaché d’une grande erreur carles propriétés élastiques du composite sont pratique-ment isotropes (Waung et al. [20]).

Il est utile pour la compréhension des résultats dedéfinir préalablement une grandeur g caractéristiquedu cisaillement moyen subi par la matière situéedans le volume c. d. a, lorsque la translation relativedes parties A et B (Fig. 1) est Al dans la direction Ox :

g est appelée glissement par Mandel [21]. g s’identifieà la déformation 03B5xy pour un glissement très petit.La vitesse de cisaillement est alors ici définie par

où V est la vitesse de compression 0394l/0394t.Nous avons vérifié sur quelques éprouvettes que

la largeur de la zone affectée par le cisaillementrestait pratiquement confinée à c.

2.3 CONDITIONS OPÉRATOIRES DES ESSAIS. EFFET DUCYCLAGE DE LA CHARGE. - Les essais de cisaillementsont exécutés à des températures variant entre 360 °Cet 460 OC. La contrainte Qxx est appliquée en impo-sant une vitesse V variant entre 10 pm/min. et

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600 03BCm/min. La figure 2a schématise une courbe decisaillement. Un palier de contrainte ip de l’ordre de1 à 10 MPa est très vite atteint dans la zone cisaillée.Il demeure constant quelle que soit la valeur de Al(jusqu’à 0,5 mm).

Fig. 2. - Représentation schématique de la variation de la cissionappliquée avec la translation macroscopique AI, pour T et g fixés.(a) Essai de cisaillement simple. (b) Essai de cisaillement cyclé.

[Schematic view of the dependence of the applied shear stress withthe macroscopic displacement,àl for given T et g (a) simple sheartest ; (b) cyclic shear test.]

L’expérience indique aussi que si une déchargecomplète est effectuée à partir de rp, suivie d’une

recharge, le nouveau palier obtenu est sensiblementégal à rp. Tout se passe donc comme si le composéeutectique ne conservait aucun souvenir du cycle dedéformation qu’il a subi ..antérieurement. Cette pro-priété a été constatée pour un nombre de cyclesparfois supérieur à la douzaine (Fig. 2b). De plus,l’expérience a montré que le niveau du palier decontrainte obtenu à la recharge du N-ième cycleavec la vitesse VN ne dépend pas des vitesses utiliséespour accomplir les (N - 1) cycles précédents. Il est

apparu aussi que la vitesse de mise en chauffe et du

temps de maintien de l’éprouvette à la températurede l’essai avant compression (1/2 h ou 24 h) ne modi-fiait pas non plus la contrainte de palier. De façonanalogue, nous n’avons pas observé de corrélationsensible pour une vitesse de charge V fixée, entredes cycles effectués à des températures différentes.L’histoire du matériau n’a donc pas d’influencenotable sur la contrainte de palier Tp. Il faut noter

cependant que cette propriété n’est vérifiée en généralque pour les premiers cycles de déformation. Lorsquele cisaillement devient important un durcissementirréversible du matériau se produit parfois brutale-ment, haussant irréversiblement la contrainte de

palier à un deuxième niveau voisin du premier(Gaymard [19]). Cet effet n’est pas étudié dans ce

travail; seules sont étudiées les grandeurs relativesau niveau de contrainte qui se manifeste pour les5 premiers cycles correspondant à des glissementsg faibles (excepté pour le cas de la figure 9 ci-après).

Cette propriété du composite a été utilisée pourexaminer l’effet de la température et de la vitesse decisaillement g sur la résistance d’une seule et mêmeéprouvette. En effet, nous avons constaté que deuxéprouvettes fabriquées de façon identique n’ont pasdes courbes de cisaillement T(g) identiques. Nous

expliquons ce résultat par le fait que le volumecisaillé c.d.a comporte un petit nombre de blocslamellaires, variable d’une éprouvette à l’autre, et

dont les géométries sont imprévisibles. Pour palliercet inconvénient et mesurer des caractéristiquesmécaniques propres à une même éprouvette, le choixd’essais cyclés nous a paru essentiel.

3. Résultats obtenus. - Les résultats obtenus sontde deux sortes. L’une, descriptive, se rapporte à lacinématique de la déformation; l’autre concerne

l’effet de la vitesse de cisaillement et de la température.

3.1 CINÉMATIQUE DU CISAILLEMENT. - Les modi-fications de traits repères rectilignes, initialement

gravés sur la surface des éprouvettes, ont été suiviesjusqu’à ce que les deux parois des rainures soient encontact (g ~ 1,25). Après un certain nombre de

cycles effectués à la température de l’essai chaqueéprouvette était trempée à l’air, puis examinée aumicroscope électronique à balayage (M.E.B.). Les

figures 3a et b illustrent deux séquences de cisaille-

Fig. 3. - Aspects de la zone déformée. Les joints fléchés sontresponsables de la majeure partie du glissement macroscopique. (a)g = 0,02. (b) g = 0,09 (T/TE = 0,87). (c) Une structure microscopi-que en escalier des joints peut être à l’origine de leur comportementmécanique vis-à-vis d’une cission appliquée.

[Aspect of the deformed area. The boundaries marked by arrowsare responsible for the major part of macroscopic sliding. (a)g = 0.02. (b) g = 0.09 (T/TE = 0.87). (c) The mechanical beha-viour of the boundaries with reference to an applied shear stresscan be due to microscopic staircase structures.]

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ment, effectuées à 444 OC, correspondant à des glis-sements respectivement égaux à g = 0,02 et 0,09. Lesséquences des figures 4a et b correspondent à uneautre éprouvette déformée à la même température,mais à des glissements supérieurs, respectivementégaux à g = 0,11 et g = 0,22.

Fig. 4. - (a) Les glissements interfaciaux affectent le même typede joint (à droite des lamelles 0 noires) lorsque le glissement macro-scopique g n’est pas trop grand (g = 0,11). (b) Cisaillement important(g = 0,28) : la zone en pointillés sépare deux domaines de déforma-tions différents.

[(a) The interfacial slidings often concem the same kind of boun-dary (to the right of the black 03B8 lamellae) for not too high macrosco-pic sliding g (g = 0.11). (b) Important shear (g = 0.28) : the dottedarea limits two difierent deformation domains.]

L’observation indique clairement, comme pourl’eutectique Pb-Sn [3], que la déformation n’est pascontinue à l’échelle du milieu lamellaire :

- le glissement g résulte principalement de lasomme d’un petit nombre de glissements qui demeu-rent localisés à certains joints de phases AI/0, notésdans la suite joints glissiles. Leur proportion au débutde la déformation correspond à celle des joints sin-guliers plans décrits au paragraphe 2. l. Cette obser-vation suggère ainsi que le glissement interlamellaires’amorce au voisinage des joints singuliers. Cette

hypothèse n’a pas pu être vérifiée strictement maiselle concorde avec des observations précédentes [11]sur le rôle essentiel des fautes lamellaires dans l’ini-tiation de la plasticité à chaud du composite. L’aspectde ce cisaillement hétérogène s’apparente tout à fait

à celui constaté par Duquaire et al. [18] pour desmonocristaux Al cisaillés à 600 °C dans une direc-tion 110). Cependant il s’agit là de bandes deglissement ;- la déformation en volume des phases Al et 0

est difficilement décelable à cette échelle de grossis-sement. Ceci est mis en évidence par la fixité de ladirection des traits repères dans les deux phases [3].Cependant pour les forts glissements, cette fixitén’est plus tout à fait respectée : les deux traits repèresmarquant les paquets de lamelles BI et B2, figure 4a,ne sont plus exactement parallèles sur la figure 4b.Ceci est manifeste quand on regarde cette figure parla tranche de la feuille. Ces paquets subissent doncdes cisaillements différents; ceux-ci sont de trèsfaible intensité par rapport au cisaillement macro-scopique subi par le volume c.d.a.

Les glissements locaux importants sont très bienmis en évidence en M.E.B. par la brillance de lasurface d’observation au droit des joints glissiles(flèches noires, Figs. 4a, b). Cette brillance indique unrelief dû à une petite composante du glissementnormale à la face d’observation. Une étude plus fineen M.E.B. (Gaymard [19]) montre en fait que lessurfaces libres de la phase 0, anciennement sièges deglissement, sont marquées par de fins reliefs recti-

lignes, inclinés par rapport à la direction Ox d’unangle voisin de 100. Leur nature n’a pas été élucidéemais est à rapprocher des microreliefs visibles auxjoints de phases appelés plis [15]. Ces plis sont dessurfaces réglées ayant des directions voisines de ladirection de croissance de l’eutectique. Les auteurssuggèrent que la présence de tels plis est à l’origined’un guidage des glissements interfaciaux, expliquantl’anisotropie de la déformation plastique de l’eutec-tique. De tels microreliefs ont été aussi mis en évi-dence récemment par Eberhardt et Baudelet [22] surdes surfaces libres de joints de bicristaux biphaséslaiton a/laiton fi déformés en cisaillement.

Le relief au droit des joints glissiles souligne aussiune propriété inattendue : ces derniers sont séparés,pour la grande majorité, par un nombre pair delamelles. Autrement dit, les deux joints Al/0 limitantune lamelle n’ont pas la même résistance au cisaille-ment. Ceci est particulièrement net sur les figures 3a,b et 4a, b (joint fléchés). Ce résultat est à rapprocherd’une observation de Lemaignan [23] au microscopeélectronique à 1 MeV : lors de la solidification eutec-tique, une réduction de la vitesse de solidificationconduit à la disparition de paires de lamelles. Il sem-blerait donc que deux joints Al/0 voisins n’aient pasla même structure. Le schéma de la figure 3c repré-sentant des joints Al/0 en escalier, fournit un méca-nisme possible qui pourrait expliquer le comporte-ment mécanique différent des deux interfaces déli-mitant une lamelle. Imaginons que les phases soientpratiquement indéformables alors que les jointssoient à glissement visqueux. Si la cission macrosco-

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pique appliquée est t 1 (resp. r2) seuls les joints dutype Jl (resp. J2) vont être le siège de glissement.A partir de glissements g supérieurs à 0,10, il appa-

raît des cavités dans la phase B et des strictions delamelles Al (voir par exemple près de la terminaisonlamellaire, zone supérieure centrale de la Fig. 4a).Pour les forts glissements ces strictions se développenten escalier de lamelle en lamelle, comme ceci estvisible dans la zone en pointillé, figure 4b. Cettezone sépare. deux domaines de déformation trèsdifférents : dans le domaine inférieur tous les jointssont glissiles (les traits repères sont en escalier), dansle domaine supérieur un joint sur deux seulement estglissile (flèches noires).

t’tg. 5. - Les décalages des traits repères indiquent un glissementuniforme le long du joint noté a et un glissement d’intensité varia-ble le long du joint noté b.

[The displacements of the marks indicate an uniform sliding alongthe boundary denoted a, and a sliding of variable magnitude alongthe boundary denoted b.]

La figure 5 indique l’existence de deux. types deglissements interfaciaux. Le joint glissile noté a estle siège d’un glissement sensiblement uniforme puisqueles décalages des trois traits repères (ici peu visibles)sont les mêmes. Il est uniforme au moins sur unelongueur de 115 gm. ’En ce qui concerne le joint b,celui-ci indique un décalage croissant de la gauchevers la droite, de 0 à 2 gm environ. Ceci signifie quela lamelle Al adjacente a subi une dilatation moyenneeA’ d’environ 2 %. Le cisaillement moyen 03B5A1xy est

impossible à mesurer ici. La valeur 03B5A1xx permet defixer les idées sur l’intensité de la déformation subiepar les lamelles Al. Le cisaillement 03B5A1xy demeure faiblemalgré la présence d’un plan (111)A1 pratiquementparallèle au plan du joint de phases [15].

L’histogramme tridimensionnel figure 6, corres-

pondant à une même éprouvette déformée à 444 °C,montre les caractéristiques détaillées des paquets delamelles visibles dans la zone cisaillée. En cote estporté le nombre de paquets p contenant un nombre kde lamelles lorsqu’un nombre N de cycles de cisaille-ment a été effectué. Les rectangles noirs, très nom-breux, indiquent les paquets contenant un nombrepair de lamelles. Pour les forts cisaillements, lesrectangles blancs (nombre impair de lamelles) se

réduisent en fait aux paquets d’une lamelle unique.Ils deviennent alors très nombreux (Fig. 4b).Une propriété remarquable des décalages locaux

des traits repères est qu’ils sont tous proportionnels REVUE DE PHYSIQUE APPLIQUÉE. 2013 T. 16, NI 4, AVRIL 1981

Fig. 6. - Evolution du nombre p de paquets de lamelles en fonc-tion du nombre k de lamelles qu’ils renferment et de l’intensité de ladéformation (cycle N = 1,..., 10).

[Dependence of the nuinber p of lamellar bundles on the number kof lamellae that they enclose, and on the magnitude of the macrosco-pic shear (cycle N = 1, ..., 10).]

à la translation macroscopique eI, indépendammentdu nombre de cycles utilisé. Notons u(N, i) le dépla-cement total parallèle à Ox, d’une lamelle repéréedans la direction Oy à partir d’une origine arbitrairepar le numéro i, lorsque N cycles de déformationont déjà été effectués. &#x26;1(N) est la translation macro-scopique de la partie A de l’éprouvette par rapportà la partie B, après le N-ième cycle de déformation.Nous avons vérifié, à partir de mesures effectuées surdes micrographies obtenues en M.E.B. que les dépla-cements u(N, i) varient bien linéairement avec &#x26;1(N).La figure 7 donne un exemple pour N = 1, 2, 3 ; leslamelles sont repérées parallèlement à l’axe Oy parleur numéro i = 33, 43, ..., 93.

Hug. 7. - Déplacement u(N,.i) des lamelles repérées par l’indice i(i = 33,..., 93) en fonction du glissement macroscopique 0394l(N)et du nombre de cycles N = 1, 2, 3.

[Displacement t4N, i) of lamellae labelled i (i = 33,..., 93) versusmacroscopic glide 0394l(N) and number of cycles N = 1, 2, 3.]

3.2 EFFET DE LA VITESSE DE CISAILLEMENT. -Grâce aux essais cyclés, il est possible d’examiner àune température fixée pour chaque éprouvette l’effet

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d’une variation de vitesse g sur la contrainte de

palier rp. La figure 8 groupe les résultats obtenus à444 OC (T/TE = 0,87) pour cinq éprouvettes diffé-rentes. La dispersion des résultats provient essen-tiellement de l’impossibilité d’avoir des éprouvettesayant exactement la même distribution des surfacesde faute lamellaire dans les volumes cisaillés. Pourla droite moyenne tracée sur la figure 8 la variationde la contrainte de palier avec la vitesse peut êtrereprésentée par une loi en puissance [24] :

où A est une constante. Ici m = 0,26 et A ~ 25 MPasi ïp est en MPa.

Fig. 8. - Variation de la contrainte de palier Tp avec la vitesse decisaillement pour cinq éprouvettes (T/TE = 0,87).

[Dependence of the flow stress Tp with the shear strain rate for fivesamples (T/TE = 0.87).]

Cette valeur de m est comparable à la valeur m = 0,29obtenue par Cagnon et al. [4], lors du fluage parcisaillement à chaud d’un eutectique orienté poly-granulaire Pb-Sn, à des températures telles que

où TE représente cette fois la température de fusionde l’eutectique Pb-Sn. La valeur de cet exposantcorrespond, selon la classification de Poirier [24], àun type de comportement classique pour la grandemajorité des solides (stade II).

3.3 EFFET DE LA TEMPÉRATURE. - L’effet de la

température sur les contraintes Tp et rE (limite élas-tique à 0,4 %, Fig. 2b) est illustré sur la figure 9,obtenue à partir d’une éprouvette cisaillée à la vitesse

Ces courbes ont été obtenues pour 12 cycles de défor-mation (2 cycles à chaque température). Il est vrai

qu’ici la déformation correspondant aux derniers

joints peut ne pas être relative au seul phénomènede glissement aux joints AI/0. Ceci paraît cependantplausible pour la figure qui présente des courbesrégulièrement décroissantes. La courbe 03C4E(T) présenteune rupture de pente, autour d’une températurecritique voisine de 425 OC, comme cela se produit

Fig. 9. - Variation de la contrainte de palier’,r et de la limite élasti-que iE avec la température (à = 1,4 x 10-2s-1).[Dependence of the flow stress ip and yield stress iE on temperature(g = 1.4 x 10-2 S- 1).]

d’ordinaire pour la cission critique résolue des mono-cristaux [25]. D’autres essais ont montré que cettetempérature critique augmente avec la vitesse. Enadmettant que le processus de déformation corres-pondant à la contrainte de palier tp est thermiquementactivé par un seul mécanisme de déformation, il est

possible de représenter la courbe supérieure de lafigure 9 par une équation analogue à celle de Mukher-jee, Bird et Dorn [26] :

où B est un terme constant ne dépendant que de lastructure du matériau.En adoptant la valeur m = 0,26, il vient

Cette valeur est voisine de celle mesurée par Schmidt-

Whitley [27] pour le comportement superplastique del’alliage eutectique Al-8 polygranulaire

et de celle citée par Adda et Philibert [28] pour l’énergied’autodiffusion en ’volume de l’aluminium

4. Conclusion. - L’étude des propriétés en cisaille-ment de l’eutectique AI-0 a été entreprise à l’aide

d’éprouvettes dont la géométrie permet l’applicationd’une cission pure constante sur un volume limité dematière. Les essais cycliques montrent qu’à hautetempérature (T/TE = 0,77 à 0,89) la contrainte d’écou-lement Tp du matériau correspondant à un cycle nedépend pratiquement que de la température et dela vitesse de glissement imposée lors de la chargede l’éprouvette. Le glissement macroscopique de

l’éprouvette résulte en majeure partie de la sommede glissements interfaciaux localisés sur des jointsglissiles. Au début de la déformation la proportiondes joints glissiles est comparable à celle des jointssinguliers. plans. Cette observation concorde avec le

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fait expérimental [11] que les fautes lamellaires ontun rôle essentiel dans l’initiation de la déformationplastique à chaud du composite. Ces glissementslocaux ne sont pas exactement parallèles à la surfacede l’éprouvette ; ils délimitent très souvent des paquetsde lamelles dont les épaisseurs sont des multiples dela période lamellaire ; de plus, ils sont proportionnelsau glissement macroscopique imposé.Ces observations font ainsi ressortir que tout

modèle de déformation plastique des eutectiqueslamellaires basé sur la continuité de la déformationau travers des joints de phases est à rejeter. Ainsi lemodèle récent de Wakashima et Courtney [29] nesemble pas réaliste.

Le comportement de ce matériau analysé au

moyen d’une loi puissance est tel que l’exposant m,appelé sensibilité à la vitesse de cisaillement g, est

analogue à celui mesuré par Cagnon et al. [4] lorsd’essais de fluage par traction à chaud de l’eutectiquelamellaire Pb-Sn ayant des lamelles inclinées parrapport à l’axe de traction. En supposant un seulmécanisme de déformation, il apparaît que l’énergied’activation est voisine de celle mesurée par Schmidt-Whitley [27] pour la superplasticité de l’eutectiqueAI-0 polygranulaire ou l’autodiffusion de l’alumi-nium [28]. Ce résultat est cohérent avec des observa-tions faisant ressortir l’importance du glissement auxjoints de phases.

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