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René Caudron nous a quittés

Originaire de Belgique près de Mons, René Caudron y a fait l’essentiel de ses études, avant d’entrer à l’Onera en 1964 où il a notamment fait partie du petit groupe qui, autour de Paul Costa, a monté le laboratoire de Physique des Solides de l’ONERA créé à l’instigation de Raimond Castaing. Il a mené toute sa carrière à l’ONERA dans le Département des Matériaux puis au sein du LEM. Il était un des membres essentiel du laboratoire, ingénieur-physicien extraordinaire, à l’origine par bien des aspects de sa reconnaissance nationale et internationale.
A une époque où presque toutes les expérience étaient montées « à la maison », René a participé à toutes les « manips » de recherche du LEM pendant les vingt-cinq premières années de son existence, qui étaient consacrées à l’étude de la structure électronique des composés de transitions: carbures, nitrures, hydrures, borures. Il s’agissait d’expériences à basse température dont le fleuron était sans conteste son appareil de mesure de chaleur spécifique à basse température, parmi les plus performants à cette époque. Il a ainsi contribué à valider les modèles développés à Orsay et Strasbourg sur les alliages dilués. Ce fut son travail de thèse.
Il a participé à toutes les études expérimentales du laboratoire, se spécialisant pendant une longue période dans l’étude des verres de spin, avant de se lancer dans l’étude des effets d’ordre chimique dans les alliages. A cette occasion, il a construit son fameux spectromètre de diffusion diffuse G4.4, installé sur le réacteur nucléaire Orphée du CEA à Saclay, dont il s’occupera jusqu’à son départ en retraite en 2003, et qui là aussi fut parmi les plus performants au monde.
Physicien et expérimentateur hors pair, René Caudron a profondément marqué ses collègues, stagiaires et doctorants, qui tous témoignent avoir rencontré en lui un chercheur extraordinaire et surtout un homme de conviction d’une indicible gentillesse et modestie.

Étude de l’effet de la taille des grains dans les polycristaux CFC : une nouvelle modélisation basée sur la densité de dislocations polarisées surfaciques

Une modélisation multi-échelle impliquant des simulations de dynamique des dislocations discrètes (DDD) et un code de plasticité cristalline (CPFEM) est utilisée pour étudier l’origine physique de l’effet de la taille des grains dans les polycristaux CFC. Ce modèle en densité de dislocation s’inscrit dans le cadre de l’approche stockage-restauration de Kock-Mecking, élargi à l’échelle des systèmes de glissement. Des simulations de DDD sont utilisées pour identifier une loi constitutive incorporant les principaux mécanismes élémentaires des dislocations contrôlant l’écrouissage plastique des polycristaux CFC en condition monotone. Nous avons calculé les paramètres clés contrôlant l’accumulation de la densité de la forêt dans les grains et la densité de dislocation polarisée aux joints de grains pendant la déformation plastique. Ce modèle est ensuite intégré dans un code CPFEM à l’échelle de l’agrégat polycristallin pour calculer les contraintes internes à courte et longue distances à l’intérieur des grains. On montre que ces simulations reproduisent quantitativement les courbes de déformation des polycristaux CFC en fonction de la taille des grains. La capacité prédictive de ce nouveau modèle à reproduire l’effet de Hall-Petch suggère que celui-ci à un fort potentiel pour d’autres applications.

Conférencière: Dr. Maoyuan Jiang

Date et Lieu: Lundi 9 Février 2020, Salle de conférence du LEM (E2.01.20), Châtillon.

Imagerie de l’orientation cristalline au début de la déformation plastique

La tomographie par contraste de diffraction des rayons X (anglais: Diffraction Contrast Tomography, DCT) est une technique pour l’imagerie des matériaux ductiles, avec une résolution de quelque micromètre. Traditionnellement, la DCT est utilisé pour l’étude des matériaux ré-cristallisés, contenants grains de quelque dizaine de microns. Les acquisitions de la DCT sont faites en utilisant des faisceaux monochromatiques bidimensionnels, pour pouvoir illuminer rapidement des régions assez larges des échantillons.
Récemment, un nouveau algorithme six-dimensionnel (6D-DCT) a été développé pour reconstruire matériaux avec une déformation plastique faible (dans l’ordre de quelque dégrée).
La topo-tomographie (TT) est aussi une technique pour l’imagerie des grain avec le contraste de diffraction X, mais qui permet de se focaliser sur un grain seulement, et d’obtenir des images à plus haute résolution que la DCT (sous-micron).
Pendant ce séminaire on présentera les arguments suivants: l’acquisition et la reconstruction des données DCT et TT, les extensions des algorithmes de reconstructions à 6D et 5D pour la reconstruction de l’orientation au niveau de sous-grain, et les applications futures comme la combinaison de la DCT et de la TT pour investiguer la formation des « slip bands » au début de la déformation.

 

Conférencier: Dr. Nicola Viganò

Date et Lieu: Vendredi 21 Février à 14h00, Salle de conférence du LEM (E2.01.20), Châtillon.

Etude des mécanismes de déformation en fluage à 1050°C/120MPa des superalliages à bases nickel : Cas du MC2 et MCNG

Afin d’accroître le rendement des turbomachines on augmente la température des gaz à l’entrée de la turbine (TET). Cela rend les conditions de fonctionnement des turboréacteurs de plus en plus sévères et nécessite le développement de nouveaux alliages aussi réfractaires que possible (T> 1000°C). Dans ce domaine les superalliages base nickel n’ont pas de concurrents sérieux. Leur développement s’est effectué depuis plusieurs décennies dans un contexte industriel. Ces alliages biphasés composés d’une phase γ’ dispersée dans une matrice désordonnée proposent aux métallurgistes une mine de questionnements fondamentaux :

Leur résistance mécanique élevée est-elle liée à la chimie de ces alliages? à la structure ordonnée de la phase γ’ ? au désaccord paramétrique entre les deux phases ou aux réseaux de dislocations aux interfaces?

Cette étude comparative entre le comportement en fluage à 1050°C, de deux superalliages monocristallins pour aubes de turbine, le MC2 alliage de 1ère génération (sans rhénium) et le MCNG alliage de 3ème génération (avec rhénium), constitue une tentative à hiérarchiser ces différents facteurs de durcissement.

L’approche à diverses échelles (macro, méso, micro) montre en quoi la création et l’évolution des radeaux diffèrent dans ces deux alliages. L’addition d’éléments lourds (Rhénium) peut modifier les caractéristiques intrinsèques de chacune des phases (paramètre de maille, énergie de défaut d’empilement, énergie de paroi d’antiphase, état d’ordre…) ou leur morphologie (structure standard ou en radeaux).

L’analyse détaillée des mécanismes de formation et d’évolution des réseaux qui gainent les radeaux  γ ’ à haute température (Figure 1a), fait apparaître le rôle essentiel des interfaces γ-γ’ perpendiculaires à l’axe de traction. Dans ces deux alliages elles ne sont pas planaires mais sont ondulées autour du plan (001) (Figure 1b). Cette ondulation moins symétrique dans MCNG aboutit à la formation de réseaux de dislocations lâches et mal organisés qui se déstabilisent de façon précoce conduisant à destruction prématurée des radeaux. Par contre dans MC2, l’ondulation est symétrique et les réseaux de dislocations sont denses, réguliers et stables conduisant à un stade secondaire plus long.

 

a
b

Figure 1 : Superalliage à base Nickel : (a) Structure standard  (b) La structure en  radeaux 

Conférencier: Dr. Moustafa Benyoucef

Date et Lieu: Mardi 10 Décembre à 10h30 Salle de conférence du LEM (E2.01.20), Châtillon.

Couplage de l’imagerie par diffraction cohérente de Bragg (BCDI) et de la dynamique moléculaire pour étudier les nanostructures

Fig. 1 (top) Experimental reconstruction of the u111 displacement field on a 250 nm Pt NP (bottom)  u111 displacement field obtained by energy minimization of a simulated Pt NP (right) εxx, εyy and  εzz components of the strain tensor derived from the simulation

Les propriétés physiques à petite échelle de longueur diffèrent fortement de celles du matériau massif, typiquement en deçà du micromètre. Par exemple, la résistance mécanique augmente quand la taille diminue et de fortes contraintes résiduelles liés aux procédés d’élaboration sont présentes au sein de nanostructures. Il existe ainsi un besoin d’une meilleure compréhension de la relation entre la microstructure et les propriétés des matériaux aux échelles nanométriques. Du fait de sa bonne résolution spatiale et de son excellent sensibilité aux déplacements atomiques et à la déformation locale [1,2], l’imagerie par diffraction cohérente en géométrie de Bragg (BCDI) s’est imposée au cours des deux dernières décénnies comme un outil très puissant pour mesurer le champ de déplacement local dans des objets nanométriques [3]. Combinée à une sollicitation mécanique in situ, la BCDI est particulièrement adaptée à l’étude de la germination de défauts dans des nanoparticules isolées [4] ou encore à la détermination des mécanismes de déformations intragranulaires dans des films minces polycristallins [5].

De nos jours, la quasi convergence des échelles de longeur mesurables expérimentalement par diffraction cohérente et simulables par dynamique moléculaire, le couplage entre les deux méthodes est particulièrement pertinent, et permet une étude complète et détaillée des mécanismes de déformation à l’échelle atomique. Cette approche couplée a été utilisée pour étudier la relaxation de surface de nanoparticules métalliques (Au, Pt). Un excellent accord est obtenue entre la composante du champ de déplacement mesurée expérimentalement et calculée par minimisation d’énergie (statique moléculaire) (Fig. 1.) Grâce à cette approche, la mesure expérimentale de seulement une seule réflection de Bragg est requise pour pouvoir dériver le champ de déplacement 3D et les six composantes indépendentes du tenseur de déformation [6]. Les deux techniques peuvent également être combinées pour identifier des structures de défauts germées pendant une sollicitation mécanique in situ [4,5] ou encore pour interpréter l’évolution du champ de déformation d’une nanoparticule catalytique pendant une réaction sous gas [7,8]

[1] Watari, M. et al. Nature Materials 10, 862–866 (2011).

[2] Labat, S. et al. ACS Nano 9, 9210–9216 (2015).

[3] Robinson, I. & Harder, R. Nat Mater 8, 291–298 (2009).

[4] Dupraz, M. et al. Nano Lett. 17(11) (2017).

[5] Cherukara, M. et al. Nat. Comm. 9 (2018).

[6] Dupraz et al.  to be submitted (2019)

[7] Kim, D. et al. Nat. Comm. 9, 3422 (2018).

[8] Dupraz, M. et al. in preparation

Conférencier: Dr. Maxime Dupraz

Date et Lieu: Lundi 25 Novembre à 14h00 Salle de conférence du LEM (E2.01.20), Châtillon.

Georges Saada nous a quittés

 

Georges Saada est né le 10 août 1932 à Sfax en Tunisie. Il quitte la Tunisie à dix-sept ans, après ses études secondaires et l’obtention du baccalauréat. A Paris, il prépare les grandes écoles aux lycées Louis-le-Grand et Buffon. Il intègre l’École polytechnique en 1952 et prépare ensuite une thèse en physique des métaux. Docteur d’Etat, il est aussi diplômé de l’École Nationale Supérieure des Télécommunications.

Après le service militaire, sa carrière se déroule d’abord dans l’armée qu’il quitte en 1960, ses goûts le portant davantage vers la recherche. Après cinq années passées à l’Institut de Recherche de la Sidérurgie, au poste d’ingénieur de recherche, il choisit de s’orienter vers l’enseignement universitaire. D’abord maître de conférences à l’Université de Lille, il participe en 1969 à la création de l’Université de Paris XIII Villetaneuse où il devient professeur en 1971. Il y dirige de 1973 à 1981 le Laboratoire des Propriétés Mécaniques et Thermodynamiques des Matériaux.

En 1981, il est chargé de mission, pour l’Enseignement supérieur, auprès du Ministre de l’Education Nationale, Alain Savary.

Il réintègre ensuite l’Université Paris XIII et rejoint en 1990 le Laboratoire d’Etude des Microstructures, unité mixte ONERA-CNRS.

Georges Saada a joué un rôle de pionnier dans le domaine de la plasticité des matériaux. Ses travaux ont eu un impact majeur dans le développement de cette discipline, avec des contributions séminales sur la compréhension des mécanismes physiques à l’origine de la déformation des alliages métalliques. Ses travaux ont été salués par l’attribution de la Grande Médaille de la Société Française de Métallurgie et de Matériaux en 2008.