Effet des traitements thermom©caniques sur les transformations displacives de l'alliage Ti-Ni

N° d’ordre 00 ISAL 0080 Année 2000

THESE

présentée devant

L’INSTITUT NATIONAL DES SCIENCES APPLIQEES DE LYON

pour obtenir

LE GRADE DE DOCTEUR

FORMATION DOCTORALE : Microstructure, Comportement Mécanique, Durabilité ECOLE DOCTORALE : Matériaux de Lyon

par

Fadila KHELFAOUI Ingénieur

Effet des traitements thermomécaniques sur les transformations displacives de l’alliage Ti-Ni

Soutenue le 05 décembre 2000 devant la commission d’examen

Jury MM.

R. GOTTHARDT (EPFL, Lausanne) Rapporteur G. GUENIN (INSA-Lyon, Villeurbanne) Directeur de thèse P. MERLE (INSA-Lyon, Villeurbanne) Président M. MORIN (INSA-Lyon, Villeurbanne) V. PELOSIN (ENSMA, Futuroscope) R. PORTIER (ENSCP, Paris) Rapporteur B. PRANDI (MEMOMETAL Industries, Isère)

Cette thèse a été préparée au Laboratoire GEMPPM, UMR-CNRS 5510 de l’INSA de Lyon.

Mai 2000 1/2INSTITUT NATIONAL DES SCIENCES APPLIQUEES DE LYON

Directeur : J. ROCHAT

AUDISIO S PHYSICOCHIMIE INDUSTRIELLEBABOUX JC GEMPPM*BALLAND B PHYSIQUE DE LA MATIEREBARBIER D PHYSIQUE DE LA MATIEREBASTIDE JP THERMODYNAMIQUE APPLIQUEEBAYADA G MAPLY - MATHÉMATIQUES APPLIQUÉES DE LYONBERGER C (Mlle) PHYSIQUE DE LA MATIEREBETEMPS M AUTOMATIQUE INDUSTRIELLEBLANCHARD JM LAEPSI ***BOISSON C VIBRATIONS ACOUSTIQUESBOIVIN M MECANIQUE DES SOLIDESBOTTA H Equipe DEVELOPPEMENT URBAINBOTTA-ZIMMERMAN M (Mme) Equipe DEVELOPPEMENT URBAINBOULAYE G (Prof. émérite) INFORMATIQUEBRAU J CENTRE DE THERMIQUE DE LYON –Thermique du bâtimentBRISSAU M GENIE ELECTRIQUE ET FERROELECTRIQUEBRUNET M MECANIQUE DES SOLIDESBRUNIE L INGENIERIE DES SYSTEMES D’INFORMATIONBUREAU JC THERMODYNAMIQUE APPLIQUEECAVAILLE JY GEMPPM*CHANTE JP CEGELY**** - Composants de puissance et applicationsCHOCAT B UNITE DE RECHERCHE EN GENIE CIVIL – Hydrologie urbaineCOUSIN M UNITE DE RECHERCHE EN GENIE CIVIL – StructuresDOUTHEAU A CHIMIE ORGANIQUEDUFOUR R MECANIQUE DES STRUCTURESDUPUY JC PHYSIQUE DE LA MATIEREEMPTOZ H RECONNAISSANCE DES FORMES ET VISIONESNOUF C GEMPPM*EYRAUD L (Prof. émérite) GENIE ELECTRIQUE ET FERROELECTRIQUEFANTOZZI G GEMPPM*FAVREL J PRISMa – PRoductique et Informatique des Systèmes ManufacturiersFAYARD JM BIOLOGIE FONCTIONNELLE, INSECTES ET INTERACTIONSFAYET M MECANIQUE DES SOLIDESFERRARIS-BESSO G MECANIQUE DES STRUCTURESFLAMAND L MECANIQUE DES CONTACTSFLEISCHMANN P GEMPPM*FLORY A INGENIERIE DES SYSTEMES D’INFORMATIONFOUGERES R GEMPPM*FOUQUET R GEMPPM*FRECON L INFORMATIQUEGERARD JF MATERIAUX MACROMOLECULAIRESGIMENEZ G CREATIS**GONNARD P GENIE ELECTRIQUE ET FERROELECTRIQUEGONTRAND M GEGELY**** - Composants de puissance et applicationsGOUTTE R (Prof. émérite) CREATIS **GRANGE G GENIE ELECTRIQUE ET FERROELECTRIQUEGUENIN G GEMPPM*GUICHARDANT M BIOCHIMIE ET PHARMACOLOGIEGUILLOT G PHYSIQUE DE LA MATIEREGUINET A PRISMa – PRoductique et Informatique des Systèmes ManufacturiersGUYADER JL VIBRATIONS ACOUSTIQUESGUYOMAR D GENIE ELECTRIQUE ET FERROELECTRIQUEJACQUET-RICHARDET G MECANIQUE DES STRUCTURESJOLION JM RECONNAISSANCE DES FORMES ET VISIONJULLIEN JF UNITE DE RECHERCHE EN GENIE CIVIL – StructuresJUTARD A AUTOMATIQUE INDUSTRIELLEKASTNER R UNITE DE RECHERCHE EN GENIE CIVIL – GéotechniqueKOULOUMDJIAN J INGENIERIE DES SYSTEMES D’INFORMATIONLAGARDE M BIOCHIMIE ET PHARMACOLOGIELALANNE M (Prof. émérite) MECANIQUE DES STRUCTURESLALLEMAND A CENTRE DE THERMIQUE DE LYON – Energétique et thermiqueLALLEMAND M (Mme) CENTRE DE THERMIQUE DE LYON – Energétique et thermiqueLAREAL P UNITE DE RECHERCHE EN GENIE CIVIL – GéotechniqueLAUGIER A PHYSIQUE DE LA MATIERELAUGIER C BIOCHIMIE ET PHARMACOLOGIELEJEUNE P GENETIQUE MOLECULAIRE DES MICROORGANISMESLUBRECHT A MECANIQUE DES CONTACTS

MARTINEZ Y INGENIERIE INFORMATIQUE ET INDUSTRIELLEMAZILLE H PHYSICOCHIMIE INDUSTRIELLE 2/2MERLE P GEMPPM*MERLIN J GEMPPM*MILLET JP PHYSICOCHIMIE INDUSTRIELLEMIRAMOND M UNITE DE RECHERCHE EN GENIE CIVIL – Hydrologie urbaineMOREL R MECANIQUE DES FLUIDESMOSZKOWICZ P LAEPSI***NARDON P (Prof. émérite) BIOLOGIE FONCTIONNELLE, INSECTES ET INTERACTIONSNAVARRO A LAEPSI***NOURI A (Mme) MAPLY - MATHÉMATIQUES APPLIQUÉES DE LYONODET C CREATIS**OTTERBEIN M (Prof. émérite) LEAPSI***PASCAULT JP MATERIAUX MACROMOLECULAIRESPAVIC G VIBRATIONS ACOUSTIQUESPELLETIER JM GEMPPM*PERA J UNITE DE RECHERCHE EN GENIE CIVIL – MatériauxPERACHON G THERMODYNAMIQUE APPLIQUEEPERRIAT P GEMPPM*PERRIN J ESCHIL – Equipe SCiences Humaines de l’Insa de LyonPINARD P (Prof. émérite) PHYSIQUE DE LA MATIEREPINON JM INGENIERIE DES SYSTEMES D’INFORMATIONPLAY D CONCEPTION ET ANALYSE DES SYSTEMES MECANIQUESPOUSIN J MAPLY - MATHÉMATIQUES APPLIQUÉES DE LYONPREVOT P GRACIMP – Groupe de Recherche en Apprentissage, Coopération et

Interfaces Multimodales pour la ProductiquePROST R CREATIS**RAYNAUD M CENTRE DE THERMIQUE DE LYON –Transferts Interfaces et

MatériauxREDARCE H AUTOMATIQUE INDUSTRIELLEREYNOUARD JM UNITE DE RECHERCHE EN GENIE CIVIL – StructuresRIGAL JF CONCEPTION ET ANALYSE DES SYSTEMES MECANIQUESRIEUTORD E (Prof. émérite) MECANIQUE DES FLUIDESROBERT-BAUDOUY J (Mme) (Prof. émérite) GENETIQUE MOLECULAIRE DES MICROORGANISMESROUBY D GEMPPM*ROUX JJ CENTRE DE THERMIQUE DE LYONRUBEL P INGENIERIE DES SYSTEMES D’INFORMATIONRUMELHART C MECANIQUE DES SOLIDESSACADURA JF CENTRE DE THERMIQUE DE LYON – Transferts Interfaces et

MatériauxSAUTERAU H MATERIAUX MACROMOLECULAIRESSCAVARDA S AUTOMATIQUE INDUSTRIELLETHOMASSET D AUTOMATIQUE INDUSTRIELLETROCCAZ M GENIE ELECTRIQUE ET FERROELECTRIQUEUNTERREINER R CREATIS**VELEX P MECANIQUE DES CONTACTSVIGIER G GEMPPM*VINCENT A GEMPPM*VUILLERMOZ PL (Prof. émérite) MATIEREZIMMERMANN M.(Mme) Equipe Développement Urbain

Directeurs de recherche C.N.R.S. :BERTHIER Y MECANIQUE DES CONTACTSCOTTE-PATAT N (Mme) UNITE MICROBIOLOGIE ET GENETIQUEFRANCIOSI P GEMPPM*MANDRAND MA (Mme) UNITE MICROBIOLOGIE GENETIQUEQUINSON JL GEMPPM*ROCHE A MATERIAUX MACROMOLECULAIRESSEGUELA R GEMPPM*

Directeurs de recherche I.N.R.A. :FEBVAY G BIOLOGIE FONCTIONNELLE, INSECTES ET INTERACTIONSGRENIER S BIOLOGIE FONCTIONNELLE, INSECTES ET INTERACTIONS

Directeurs de recherche I.N.S.E.R.M. :PRINGENT AF (Mme) BIOLOGIE ET PHARMACOLOGIEMAGNIN I (Mme) CREATIS**

*GEMPPM GROUPE D’ETUDE METALLURGIE PHYSIQUE ET PHYSIQUE DES MATERIAUX** CREATIS CENTRE DE RECHERCHE ET D’APPLICATIONS EN TRAITEMENT DE L’IMAGE ET DU SIGNAL***LAEPSI LABORATOIRE d’ANALYSE ENVIRONNEMENTALE DES PROCEDES ET SYSTEMES INDUSTRIELS****CEGELYCENTRE DE GENIE ELECTRIQUE DE LYON

INSA DE LYONDEPARTEMENT DES ETUDES DOCTORALESDécembre 1999

ECOLES DOCTORALES ET DEA HABILITES

ECOLES DOCTORALESn° code national

RESPONSABLEPRINCIPAL

CORRESPONDANTINSA

DEA INSAn° code national

RESPONSABLEDEA INSA

CHIMIE DE LYON

(Chimie, Procédés, Environnement)

EDA206

M. D. SINOUUCBL104.72.44.62.63Sec 04.72.44.62.64Fax 04.72.44.81.60

M. P. MOSZKOWICZ83.45Sec 84.30Fax 87.17

Chimie Inorganique910643

Sciences et Stratégies Analytiques910634

Sciences et Techniques du Déchet910675

M. J.F. QUINSONTél 83.51 Fax 85.28

M. P. MOSZKOWICZTél 83.45 Fax 87.17

ECONOMIE, ESPACE ETMODELISATION DESCOMPORTEMENTS

(E2MC)

EDA417

M.A. BONNAFOUSLYON 204.72.72.64.38Sec 04.72.72.64.03Fax 04.72.72.64.48

Mme M. ZIMMERMANN84.71Fax 87.96

Villes et Sociétés911218

Dimensions Cognitives et Modélisation992678

Mme M. ZIMMERMANNTél 84.71 Fax 87.96

M. L. FRECONTél 82.39 Fax 85.18

ELECTRONIQUE,ELECTROTECHNIQUE,

AUTOMATIQUE

(E.E.A.)

EDA160

M. G. GIMENEZINSA DE LYON83.32Fax 85.26

Automatique Industrielle910676

Dispositifs de l’Electronique Intégrée910696

Génie Electrique de Lyon910065

Images et Systèmes992254

M. M. BETEMPSTél 85.59 Fax 85.35

M. D. BARBIERTél 85.47 Fax 60.81

M. J.P. CHANTETél 87.26 Fax 85.30

Mme I. MAGNINTél 85.63 Fax 85.26

EVOLUTION, ECOSYSTEME,MICROBIOLOGIE , MODELISATION

(E2M2)

EDA403

M. J.P FLANDROISUCBL104.78.86.31.50Sec 04.78.86.31.52Fax 04.78.86.31.49

M. S. GRENIER79.88Fax 85.34

Analyse et Modélisation des Systèmes Biologiques910509

Informatique Fondamentale992107

M. S. GRENIERTél 79.88 Fax 85.34

INFORMATIQUE ET INFORMATIONPOUR LA SOCIETE

EDA 407

M. J.M. JOLIONINSA DE LYON87.59Fax 80.97

Documents Multimédia, Images et Systèmesd’Information Communicants

992774Extraction des Connaissances à partir des Données

992099

Informatique et Systèmes Coopératifs pour l’Entreprise950131

M. A. FLORYTél 84.66 Fax 85.97

M. J.F. BOULICAUTTél 89.05 Fax 87.13

M. A. GUINETTél 85.94 Fax 85.38

INTERDISCIPLINAIRE SCIENCES-SANTE

(EDISS)

EDA205

M. A.J. COZZONEUCBL104.72.72.26.72Sec 04.72.72.26.75Fax 04.72.72.26.01

M. M. LAGARDE82.40Fax 85.24

Biochimie930032

M. M. LAGARDETél 82.40 Fax 85.24

MATERIAUX DE LYON

UNIVERSITE LYON 1

EDA 034

M. J. JOSEPHECL04.72.18.62.44Sec 04.72.18.62.51Fax 04.72.18.60.90

M. J.M. PELLETIER83.18Fax 84.29

Génie des Matériaux : Microstructure, ComportementMécanique, Durabilité

910527

Matériaux Polymères et Composites910607

Matière Condensée, Surfaces et Interfaces910577

M. R. FOUGERESTél 83.85 Fax 88.30

M. H. SAUTEREAUTél 81.78 Fax 85.27

M. G. GUILLOTTél 81.61 Fax 85.31

MATHEMATIQUES ETINFORMATIQUE FONDAMENTALE

(Math IF)

EDA 409

M. NICOLASUCBL104.72.44.83.11Fax 04.72.43.00.35

M. J. POUSIN88.36Fax 85.29

Analyse Numérique, Equation Dérivée partielle etCalcul Scientifique

910281

M. G. BAYADATél 83.12 Fax 85.29

MECANIQUE, ENERGETIQUE, GENIECIVIL, ACOUSTIQUE

(MEGA)

EDA162

M. J. BATAILLEECL04.72.18.61.56Sec 04.72.18.61.60Fax 04.78.64.71.45

M. MIRAMOND82.16Fax 87.10

Acoustique910016

Génie Civil992610

Génie Mécanique992111

Thermique et Energétique910018

M. J.L. GUYADERTél 80.80 Fax 87.12

M. M. MIRAMONDTél 82.16 Fax 87.10

M. G. DALMAZTél 83.03Fax 04.78.89.09.80

Mme. M. LALLEMANDTél 81.54 Fax 60.10

En grisé : Les formations doctorales et DEA dont l’INSA est établissement principal

4

A la mémoire de mon père, A toute ma famille

5

REMERCIEMENTS

Cette thèse doit beaucoup à des collaborations entre l’Algérie et la France. Je remercie les deux gouvernements, en particulier le ministère de l’enseignement et de la recherche (Algérie) et le CROUS pour le soutien financier.

Ce travail a été réalisé au laboratoire Groupe d’Etudes de Métallurgie Physique et de Physique des Matériaux (GEMPPM) à l’INSA de Lyon. Je remercie Monsieur le Professeur Roger Fougères et Monsieur le Professeur Jean-Yves Cavaillé respectivement ancien et nouveau directeur de m’avoir accueillie dans ce laboratoire. Ma très sincère gratitude va à Monsieur le Professeur Gérard Guénin non seulement pour avoir diriger la thèse mais également de m’avoir initiée avec confiance à la recherche. Il a su avec succès me transmettre son savoir faire. Ce fut un honneur de travailler avec lui. Toute ma reconnaissance à Monsieur Rolf Gotthardt, Professeur à l’EPFL de Lausanne et Monsieur Richard Portier, Professeur à l’ENSCP de Paris qui m’ont fait l’honneur de faire partie de mon jury et de juger ce travail. Mes remerciements s’adressent également à Monsieur Paul Merle, Professeur à l’INSA de Lyon pour avoir présidé le jury de ma thèse et de me faire bénéficier de sa compétence dans le suivi des cinétiques de la restauration et de la recristallisation par le PouvoirThermoElectrique (PTE), à Monsieur Michel Morin, Maître de Conférences à l’INSA de Lyon pour sa gentillesse et son sourire accueillant toute l’année et pour sa présence dans le jury. Madame Véronique Pelosin, Maître de Conférences à l’ENSMA de Poitiers, et Monsieur Bernard Prandi de la société MEMOMETAL Industries ont participé au jury, qu’ils trouvent ici l’expression de mes vifs remerciements. Je remercie tout particulièrement Monsieur Shuichi Miyazaki, Professeur à University of Tsukuba, Monsieur Patrick Olier du CEA de Paris et Monsieur Bernard Prandi de la société MEMOMETAL Industries pour la fourniture des matériaux. Je tiens à remercier chaleureusement Monsieur Gilbert Thollet (Gil), Ingénieur de Recherches au GEMPPM pour les nombreuses séances de travail que nous avons passées ensemble. Il m’a permis de suivre en temps réel la transformation martensitique au microscope électronique à transmission. Je remercie également Monsieur Claude Esnouf, professeur à l’INSA de Lyon pour les discussions toujours enrichissantes. Les essais de traction n’auront pas été effectués sans l’aide de Monsieur R’Mili Mohamed, Maître de Conférences à l’INSA de Lyon, qu’il trouve ici mes sincères remerciements. J’aimerais aussi adresser mes vifs remerciements à Monsieur Pierre-François Gobin, Professeur émérite à l’INSA de Lyon pour les discussions toujours agréables. Je ne saurais terminer ces remerciements sans une pensée pour tous les membres du laboratoire avec lesquels j’ai partagé des moments d’enthousiasme comme de déception : Carlos, Nicolas, Cézar, Enriqué, Virginie, Marc, Nathalie, Christelle, Geneviève, Momo, Rachid et les autres…….

6

Un grand merci à Claude, Sandrine (la petite), Sandrine, Viviane, Jacques, Guy, Alain, Lulu, Philippe. Enfin, je remercie le futur docteur Young Choi mon frère spirituel qui a su avec son grand cœur m’adopter comme je suis. Une pensée toute particulière à Emmanuelle (¿E?) ma sœur spirituelle avec qui j’ai passé des années extrêmes…..encore merci de m’avoir donné la chance de bâtir une des plus belles histoires de fraternité. Finalement, je tiens à remercier les Reynaud (…….) ma deuxième famille qui m’ont accueillie toujours avec amour.

7

SOMMAIRE

INTRODUCTION………………………………………………………………………….9

CHAPITRE I ANALYSE BIBLIOGRAPHIQUE I.1 Introduction…………………………………………………………………………...10 I.2 Description de la transformation martensitique……………………………………… 12

I.2.1 Définition de la transformation martensitique………………………………….. 12 I.2.2 Aspects généraux de la transformation martensitique………………………….. 13 I.2.3 Aspects thermodynamiques de la transformation martensitique……………….. 14 I.2.4 Aspects mécaniques de la transformation martensitique thermoélastique……... 18

I.3 Présentation de l’alliage Ti-Ni……………………………………………………….. 20 I.3.1 Aspect métallurgique…………………………………………………………………. 20

I.3.1.1 Mode d’élaboration………………………………………………………... 20 I.3.1.2 Diagramme d’équilibre………………………………………………….… 21 I.3.1.3 Phénomène de précipitation…………………………………………….…. 23 I.3.1.4 Effet des éléments d’addition……………………………………………… 24

I.3.2 Aspect physique………………………………………………………………… 25 I.3.2.1 Transformation martensitique des Ti-Ni………………………………..…. 25

I.3.2.1.1 La transformation prémartensitique………………………………… 25 I.3.2.1.2 La transformation martensitique……………………………………. 26

1.3.3. Aspect mécanique…………………………………………………………..…..26 I.3.3.1 Traitements thermomécaniques……………………………………………. 26

CHAPITRE II PROCEDURES ET TECHNIQUES EXPERIMENTALES

II.1 Protocole d’étude : Objectif et cheminement………………………………………. 32 II.2 Présentation des alliages étudiés……………………………………………………. 33 II.3 Techniques de caractérisation………………………………………………………. 36

II.3.1 Caractérisations physiques et micromécanique………………………………... 36 II.3.1.1. Analyse thermique différentielle (DSC)…………………………………. 36 II.3.1.2 Pouvoir thermoélectrique (PTE)……………………………………….…. 36 II.3.1.3 Mesures de frottement intérieur par pendule de torsion………………….. 38

II.3.2 Caractérisation mécanique…………………………..……………………….....40 II.3.2.1 Essais de microdureté (HV)………………………………………………. 40 II.3.2.2 Essais de traction……………………………………………………….… 40

II.3.3 Caractérisation microstructurale…………………………………………….…. 41 II.3.3.1 Microscopie électronique à balayage (MEB)…………………………….. 41 II.3.3.2 Microscopie électronique en transmission (MET)……………………….. 41

II.3.3.2.1 Protocole de préparation des lames minces……………………….. 41

8

CHAPITRE III EFFET DES TRAITEMENTS THERMOMECANIQUES SUR LA MICROSTRUCTURE ET LA TRANFORMATION MARTENSITIQUE DE L’ALLIAGE Ti-Ni EQUIATOMIQUE

III.1 Evolution de la microstructure lors des traitements thermiques après déformation à froid………………………………………………………………………………….….42

III.1.1 Influence du taux de déformation (microdureté (HV) et pouvoir thermoélectrique (PTE)…………………………………………………………………………………. 43 III.1.2 Effet des traitements thermiques……………………………………………… 45

- Microdureté (HV)…………………………………………………….…. 45 - Pouvoir thermoélectrique (PTE)……………………………………… ...46 - Corrélation PTE-HV au cours des isothermes………………………... ...47 - Exploitation des résultats de PTE……………………………………… .48

III.1.3 Comparaison entre le Ti-Ni(1) et Ti-Ni(2)……………………………………….52 III.1.4 Observation en microscopie électronique en transmission (MET)………….... 53 III.1.5 Analyse des résultats……………………………………………………….…. 68

III.2 Influence des traitements thermiques après déformation à froid sur la transformation martensitique………………………………………………………… ...73

III.2.1 Analyse par (DSC)………………………………………………………….. ...73 III.2.1.1 Comportement de la transformation martensitique au cours des isothermes…………………………………………………………. ...73 III.2.1.2 Evolution des propriétés caractéristiques de la transformation………... ...82 III.2.1.3 Comparaison entre le Ti-Ni(1) et Ti-Ni(2)……………………………….....84

III.2.2 Analyse par frottement intérieur……………………………………………… 87 III.2.2.1 Comportements caractéristiques correspondant à des traitements thermiques

sélectionnés par l’analyse DSC………………………………………………. ...87 III.2.3 Analyse par traction…………………………………………………………....95

III.2.3.1 Comportements caractéristiques correspondant à des traitements thermiques sélectionnés par l’analyse DSC………………………………………………. ...95

III.3 Synthèse, analyse et interprétation……………………………………………… ...103

CHAPITRE IV EFFETS DU VIEILLISSEMENT APRES TREMPE DE L’ALLIAGE Ti-51.5at%Ni

IV.1 Comportement de la transformation martensitique……………………………… .110 IV.1.1 Analyse par DSC……………………………………………………………..110 IV.1.2 Analyse par frottement intérieur…………………………………………….. 114

IV.2 Analyse des résultats………………………………………………………………117

CONCLUSION GENERALE ET PERSPECTIVES…………………………… …….119 ANNEXES Annexe II.1 Mesure des températures de transformation de phase par DSC…………….. 121 Annexe III.1 Evolution des thermogrammes obtenus par DSC à différents recuits……… 122 Annexe III 2 Températures caractéristiques de début et fin des transformations…………126

9

REFERENCES BIBLIOGRAPHIQUES………………………………………….. ……129

Effet des traitements thermomécaniques sur les transformations displacives de l'alliage Ti-Ni

9

INTRODUCTION GENERALE

Habituellement, les alliages à mémoire de forme base Ti-Ni présentent une

transformation martensitique réversible martensite – austénite. Sous certaines conditions de

traitements thermomécaniques, ces alliages peuvent se transformer de façon plus complexe

avec l’apparition d’une troisième phase intermédiaire appelée phase R. Ce comportement de

transformation dépend fortement de l’histoire thermomécanique subie au préalable par

l’alliage et par conséquent, de l’état microstructural.

Plusieurs recherches dans la littérature ont été menées sur l’effet des traitements

thermomécaniques sur la transformation martensitique. Toutefois, les connaissances restent

fragmentaires notamment en ce qui concerne, la relation entre microstructure et

transformation.

Cette étude adopte une approche métallurgique dont le but est de maîtriser l’action des

traitements thermomécaniques sur le changement de l’état microstructural et donc sur le

comportement des transformations displacives (martensite, phase R, austénite) des alliages Ti-

Ni proches de la composition équiatomique.

Au premier chapitre de ce mémoire, nous présentons une revue bibliographique se

rapportant à des définitions de la transformation martensitique et ensuite à une présentation

des alliages à mémoire de forme base Ti-Ni, en insistant sur l’effet des traitements

thermomécaniques.

Le deuxième chapitre décrit les alliages utilisés, les traitements thermomécaniques

développés, les techniques et la méthodologie expérimentale.

Les résultats sont rassemblés dans le troisième chapitre qui est composé de trois parties :

L’étude de l’évolution de l’état microstructural après déformation plastique par laminage à

froid et recuit est donnée dans la première partie de ce chapitre. La deuxième partie est

consacrée à l’étude des transformations displacives à la lumière des recuits sélectionnés par

l’étude de la microstructure. La synthèse des résultats constitue la troisième partie.

Enfin, une étude succincte sur le vieillissement d’un alliage riche en Ni est présentée dans

le quatrième chapitre. Celui-ci permet la comparaison avec certains résultats obtenus avec

l’alliage équiatomique.

Chapitre I: Analyse bibliographique

10

CCCHHHAAAPPPIIITTTRRREEE III

ANALYSE BIBLIOGRAPHIQUE

I.1 Introduction I.2 Description de la transformation martensitique

I.2.1 Définition de la transformation martensitique I.2.2 Aspects généraux de la transformation martensitique I.2.3 Aspects thermodynamiques de la transformation martensitique I.2.4 Aspects mécaniques de la transformation martensitique thermoélastique

I.3 Présentation de l’alliage Ti-Ni I.3.1 Aspect métallurgique

I.3.1.1 Mode d’élaboration I.3.1.2 Diagramme d’équilibre I.3.1.3 Phénomène de précipitation I.3.1.4 Effet des éléments d’addition

I.3.2 Aspect physique I.3.2.1 Transformations martensitiques des Ti-Ni

I.3.2.1.1 La transformation prémartensitique I.3.2.1.2 La transformation martensitique

I.3.3 Aspect mécanique I.3.3.1 Traitements thermomécaniques

I.1 Introduction

La nécessité de développer de nouveaux matériaux susceptibles de remplir des fonctions

de plus en plus complexes est le souci actuel. La réflexion sur les matériaux nouveaux va vers

l’évolution des matériaux dotés d’une propriété supplémentaire qui est la possibilité d’ajuster

en temps réel le comportement aux sollicitations extérieures. Ce sont les matériaux

intelligents ou adaptatifs. Ces matériaux nouveaux ont des fonctions et des capacités spéciales

par rapport aux matériaux traditionnels. Les Alliages à Mémoire de Forme (AMF) ou ‘‘Shape

Memory Alloys’’ (SMA) font partie de cette nouvelle classe de matériaux.

D’une manière générale, les alliages à mémoire de forme peuvent être déformés

plastiquement à une certaine température relativement basse et lorsqu’ils sont chauffés à une

température plus élevée, ils retrouvent leur forme initiale. Ce phénomène est appelé effet

mémoire de forme (EMF). Cette définition est donnée par la Norme Française AFNOR NF A

51-080 (Norme Française, 1991) et est illustrée par la figure I.1.


11

Température

Mise sous contrainte

Zone detransformationmartensitique

Haute

BasseForme initiale

Retour vers la forme initialepar simple chauffage sans

contraintes

Forme déformée

Figure I.1 : Schéma représentatif de l’effet mémoire de forme dans le cas de traction (Norme

Française, 1991).

L’effet mémoire de forme n’est pas la seule propriété thermomécanique étonnante de ces

alliages mais, il existe d’autres propriétés aussi intéressantes telles que l’effet superélastique,

l’effet caoutchoutique et l’effet amortissant. Ces propriétés ont fait l’objet de nombreuses

études. Pour plus d’informations, le lecteur peut consulter les références suivantes (Otsuka et

Shimizu, 1979 ; Otsuka et Shimizu, 1981 ; Miyazaki et al., 1982 ; Van Humbeeck, 1984 ;

Morin, 1985 ; Tadaki et al., 1988 ; Patoor et Berveiller, 1994; Van Humbeeck et al., 1995).

Par l’exploitation de leurs propriétés, il est possible de concevoir des réponses à de nombreux

problèmes dans des secteurs industriels variés (Funakubo, 1987 ; Duerig et al., 1990 ; Patoor

et Berveiller, 1994). En effet, dans le domaine mécanique, les alliages à mémoire de forme

ont permis de contourner les problèmes de raccordement de façon simple et efficace. Ainsi, la

propriété effet mémoire simple sens a fait l’objet de la réalisation des manchons

d’accouplement en évitant le problème de soudabilité posé. Pour d’autres applications, le

besoin d’obtenir une pièce réagissant de façon réversible à la température, l’effet mémoire

simple n’est alors pas la solution adaptée. On peut alors envisager d’utiliser l’effet mémoire

double sens ou non par une contrainte externe.

En raison de la capacité de produire un travail contre une force résistive extérieure, les

alliages à mémoire de forme débouchent dans les applications énergétiques tels que, par

exemple, les activateurs thermiques et électriques. Les propriétés multifonctionnelles de ces


12

alliages leurs confèrent la possibilité de s’imposer également dans le domaine biomédical. Les

propriétés superélastiques sont tout à fait adaptées dans les domaines très différents comme

pour les fils utilisés pour le redressement des dents ou pour les montures de lunettes.

Malgré les excellentes propriétés amortissantes de ces matériaux, peu d’applications ont

débouché. Des recherches actuelles incorporent ces matériaux dans des dispositifs des

amortisseurs qui peuvent être installés dans des bâtiments pour modifier le comportement

structural sous les forts chargements latéraux1

Toutes ces propriétés singulières sont associées à une transformation structurale

réversible de type martensitique.

I.2 Description de la transformation martensitique.

I.2.1 Définition de la transformation martensitique.

La définition de la transformation martensitique le plus couramment utilisée est celle

proposée par Cohen, Olson et Clapp en 1979 : la transformation martensitique est une

transformation displacive du premier ordre, pratiquement sans diffusion ayant une

composante de cisaillement dominante. D’autre part, L’énergie de déformation domine la

cinétique et la morphologie de la phase formée pendant la transformation (Cohen et al., 1979).

L’aspect displacif caractérise le mouvement coopératif des atomes qui est parfaitement corrélé

pour un très grand nombre d’atomes sans modifier le degré d’ordre et la composition

chimique. Autrement dit, sans diffusion. Le changement microstructural se déroule

essentiellement par cisaillement (avec un changement de volume faible).

Récemment, Christian, Olsen et Cohen ajoutent à cette définition, une transformation sans

diffusion se produisant par nucléation et croissance (Christian et al., 1995).

Le changement de structure cristalline se produit à partir de la phase haute température

appelée austénite ou phase mère vers la phase basse température appelée martensite. Cette

nomenclature est inspirée de la transformation martensitique des aciers, bien que les structures

cristallographiques ne soient généralement pas les mêmes.

1 Use of shape memory alloys for structural damping, available from http://www.cecer.army.mil/.


13

I.2.2 Aspects généraux de la transformation martensitique.

Une description plus fine de la transformation martensitique est faite par la théorie

phénoménologique de Wechsler et al., 1953. Sur la base de cette théorie, la transformation se

déroule en plusieurs étapes :

- une déformation homogène de réseau qui assure le changement

structural (austénite → martensite)

- un cisaillement à réseau invariant qui s’opère par glissement ou par

maclage et qui est tel que la transformation garde un plan non

distordu.

- une petite rotation de corps rigide amène au contact le plan non

distordu de la martensite avec le plan correspondant : c’est le plan

d’habitat.

A l’échelle macroscopique, le changement de forme globale est un cisaillement homogène. La

transformation martensitique peut donc être schématiquement représentée par la figure I.2

proposée par Guénin, 1995.

Figure I.2 : Représentation schématique de la transformation martensitique d’après Guénin,

1995.

Cette approche permet de rendre compte de la déformabilité de la phase austénitique lors de la

formation de la phase martensitique. En fait, la martensite se traduit par l’apparition de

plaquettes au sein de l’austénite. Ces plaquettes sont appelées variantes (24 au maximum) et

correspondent à des plans d’accolement et à des cisaillements d’orientations différentes mais

équivalents du point de vue cristallographique, ces variantes sont équiprobables. Leurs


14

déformations se compensent et des groupes de variantes auto-accomodantes sont souvent

observés ce qui permet une transformation sans déformation macroscopique (figure I.3).

V1 V2

V3

V4Tem

péra

ture

Austénite

Martensite Mf

Af

Figure I.3 : Formation des variantes de martensite auto-accommodantes.

I.2.3 Aspects thermodynamiques de la transformation martensitique.

La transformation martensitique directe au refroidissement (austénite → martensite)

débute à la température Ms (Martensite start). Elle devient complète à la température Mf

(Martensite finish). La transformation inverse au chauffage (martensite → austénite) débute à

la température As (Austenite start) par la réversion du mouvement des interfaces. A la

température Af, l’alliage est totalement austénitique. Les différences de température (Ms - Mf)

et (Af - As) qui caractérisent les intervalles de transformation sont dues à l’existence d’une

énergie élastique stockée au cours de la transformation, tandis que les différences entre les

températures de début et fin de transformation au cours du refroidissement et au cours du

réchauffement (As- Mf et Af- Ms) sont dues à l’existence d’une certaine énergie dissipée, qui

est à l’origine de l’hystérésis de transformation (Li et al., 1988).

Ces caractéristiques thermiques2 complètent la description du cycle de transformation illustré

par la figure I.4.

2 La détermination des ces différentes températures peut s’effectuer effectivement par l’examen de toute propriété sensible à la structure : analyse thermique, résistivité, dilatométrie ect…


15

TempératureMf As AfMs

0

100

Mar

tens

ite (

%)

Figure I.4 : Description schématique des paramètres thermiques de la transformation

martensitique.

Le mouvement d’interface austénite-martensite est gouverné par la température de

transition entre la phase austénitique et la phase martensitique. En effet, une faible fluctuation

de température peut conduire à l’apparition soit de la martensite soit de l’austénite (figure I.5).

Figure I.5 : Séquence des micrographies montrant la transformation inverse et directe dans

un alliage Fe-Ni-Co-Ti d’après Hornbogen et Jost, 1991.

Chauffage

Refroidissement

Chauffage

Refroidissement

Austénite

Martensite


16

A une température particulière T0, l’énergie chimique libre ∆Gm-a des deux phases

martensitique (Gm) et austénitique (Ga) devient nulle (figure I.6) et l’équilibre

thermodynamique s’établit telle que :

0=∆−∆=∆ − maam GGG à T = T0

avec 3T0 = 2

fs AM +

Degree ofSupercooling

driving force (interface energy,transformation strain energy, etc.)

Che

mic

al F

ree

Ene

rgy

TemperatureM s T0

parent (P)

martensite (M)

Figure I.6 : Corrélation entre la température et les énergies libres chimiques de la phase

austénitique et de la phase martensitique et leur relation avec la transformation martensitique

d’après Funakubo, 1987.

Cependant, la transformation martensitique ne débute qu’à une température Ms inférieure à

T0. Ce sur-refroidissement est nécessaire afin de surmonter les effets liés à des contributions

non chimiques notamment, à la déformation de la phase mère (austénite) associée à la

germination et à la propagation de la martensite (changement de forme et de volume). Cette

déformation est proportionnelle au taux de la phase transformée. Si la déformation est

accommodée élastiquement par la phase austénitique, l’énergie élastique associée est

emmagasinée dans la matrice pendant la transformation directe (austénite → martensite)

s’opposant à une croissance supplémentaire des plaquettes il en résulte alors un équilibre

3 L’expression suggérée par Tong et Wayman, 1974.


17

entre la force motrice et l’énergie de déformation élastique. Au chauffage, l’énergie

emmagasinée est réversiblement recouvrée pendant la transformation inverse (martensite →

austénite) favorisant le retour à la phase mère par un mouvement inverse des interfaces (Olson

et Cohen, 1975) à savoir que, les premières plaquettes de martensite à apparaître sont

également les dernières à disparaître (Delaey et al., 1974). A chaque température un équilibre

entre l’effet thermique et élastique se produit. Ces critères justifient le caractère

thermoélastique de la transformation.

En résumé, les conditions d'équilibre pour une transformation martensitique

thermoélastique sont écrites comme :

0

0

..int.

....

=+∆+∆+∆=∆+∆+∆

− dissiperfélastam

irrévnchimreversiblenchimchim

EEEGGGGδ

(1.1)

avec amamam SHG −−− Τ∆−∆=∆

Où :

∆Gchim. représente la force motrice chimique ;

∆Gnchim.reversible est l’énergie de déformation élastique et l’énergie interfaciale ;

∆Gnchim.irrèv. est l’énergie dissipée ;

amH −∆ représente la chaleur échangée au cours de la transformation, ce terme est négatif

(endothermique) lors de la transformation directe et positif (exothermique) lors de la

transformation inverse.

Dans le cas des transformations non thermoélastiques, l’accommodation des deux

contributions (thermique et mécanique) se produit avec une déformation plastique sensible de

la phase mère impliquant une force motrice élevée pendant la transformation. Cet effet

engendre des obstacles au voisinage de l’interface et par conséquent la perte de sa mobilité.

Lorsque la température est abaissée, la transformation se fait plus difficilement, les interfaces

étant bloquées, la poursuite de la transformation s’effectue par nucléation de nouvelles

plaquettes et non par progression des plaquettes précédentes. Au chauffage, le retour à la

phase mère se fait par le même mécanisme c’est à dire, par la nucléation de l’austénite dans la

martensite, l’austénite ne retrouvant pas nécessairement son orientation d’origine.

Donc effectivement dans les deux transformations la réversibilité chimique existe mais, pour

les transformations thermoélastiques, une réversibilité cristallographique existe également.


18

I.2.4 Aspects mécaniques de la transformation martensitique thermoélastique.

L’application d’une contrainte a deux effets, suivant qu’on est initialement à l’état

austénitique (T>Ms) ou à l’état martensitique.

A l’état austénitique T>Ms (Ms défini comme température de début de la martensite

induite thermiquement), la contrainte appliquée tend à provoquer la transformation

martensitique et induira la formation des variantes les plus favorablement orientées (Hsu et

Wechsler, 1981). Il en résulte alors une déformation macroscopique. Cette déformation est

complètement recouvrée lors du déchargement compte tenus la nature thermoélastique de la

transformation (Burkart et Read, 1953 ; Basinski et Christian, 1954 ; Rachinger, 1958) (figure

I.7).

T = T1

σ1

εtr

Mar

tens

ite

Aus

téni

te

Cont

rain

te cr

itiqu

e d'in

duct

ion

Aus

téni

te

T = Md

Température

Con

trai

nte

σ1

T1Ms Md Md'

Figure I. 7 : Représentation schématique du diagramme de phase traduisant la relation

Contrainte-Température.

D’un point de vue thermodynamique, cette contrainte modifie l’équilibre par l’introduction de

l’énergie mécanique dans la composante enthalpique de l’énergie libre, qui accompagne la

transformation martensitique et permet à celle-ci de se poursuivre. En d’autres termes, elle a

pour conséquence d’élever la température Ms d’autant plus que ces contraintes sont élevées.

Ainsi, la transformation se manifeste à une température Ms(σ)>Ms. Cependant, si la


19

température est trop élevée, il peut y avoir une compétition entre le processus de

transformation martensitique et celui de la déformation plastique de la phase mère. Cette

température est désignée par Md au-dessus de laquelle (par exemple Md’) même en présence

de contraintes, la transformation martensitique ne peut se produire et la déformation plastique

de la phase austénitique peut avoir lieu (Miyasaki et al., 1981).

La Relation mutuelle entre la température et la contrainte peut être exprimée par une loi

de type Clausius-Clayperon et se traduit par une relation linéaire entre la contrainte et la

température à l’équilibre de la transformation par l’équation suivante (Delaey et al., 1974) :

εσ

ρσσ⋅

⋅∆−=

→

)()(

TH

dTd MA

(1.2)

où ∆HA→M(σ) est l’enthalpie de transformation ;

T(σ) est la température à l’équilibre de la transformation ;

ε est la déformation macroscopique associée à la transformation ;

ρ est la masse volumique.

Cette relation linéaire est vérifiée expérimentalement en traction uniaxiale pour la quasi-

totalité des alliages à mémoire de forme. En complément, des diagrammes σ = f(T) ont été

établis comportant plusieurs lignes d’équilibre, représentant les limites de stabilité entre la

phase mère et les différentes phases martensitiques.

L’effet de contraintes ne se limite pas à provoquer la transformation en un seul stade

simplement mais, des transformations en plusieurs stades peuvent également être induites.

Cette transformation a été observée dans les alliages Ti-Ni et Cu-Al-Ni. Dans l’alliage Ti-Ni,

deux stades distincts apparaissent sur la courbe contrainte-déformation associés à deux

transformations : de la phase austénitique à la phase R et de la phase R à la phase

martensitique (Stachowiak et McCormick, 1988). Nous reviendrons sur ce type d’alliage au §

I.3. Dans les alliages Cu-Al-Ni, Otsuka et ses collaborateurs ont clairement montré que la

contrainte appliquée induit deux martensites avec des structures et des morphologies

différentes (Otsuka et al.,1976 ; Otsuka et al., 1979).


20

A l’état initialement martensitique, la contrainte imposée conduit à un déplacement des

interfaces martensite/martensite de sorte que, seules les variantes préférentiellement orientées

par rapport à la direction de la contrainte subsistent avec, de ce fait, une déformation

apparemment plastique persiste. Toutefois, un chauffage à une température au-dessus de Af

peut restaurer le changement de forme par retour à la phase austénitique, c’est l’effet mémoire

de forme.

I.3 Présentation de l’alliage Ti-Ni

Lorsqu’on parle de matériaux présentant un effet mémoire de forme, on vise

essentiellement deux familles : base Ti-Ni et base Cuivre les plus commercialisés sont Cu-Zn-

Al et Cu-Al-Ni et Cu-Al-Be (Guénin, 1996). Cependant, les alliages Ti-Ni sont les plus

prometteurs dans plusieurs secteurs industriels. Cette potentialité, est liée à la meilleure

combinaison de ses propriétés pour des emplois plus commerciaux. En comparaison avec

d’autres alliages à mémoire de forme, les alliages Ti-Ni présentent des propriétés

intéressantes.

Dans le cadre de notre étude, nous nous sommes focalisés sur l’étude des traitements

thermomécaniques de l’alliage Ti-Ni en particulier la déformation à froid. Alors, dans cette

partie, nous tentons de dresser un ensemble des propriétés thermomécaniques de façon à

approcher le problème.

I.3.1 Aspect métallurgique

I.3.1.1 Mode d’élaboration

L’alliage Ti-Ni est proche de la composition équiatomique. Il a été découvert par W. J.

Buhler et R. Wiley en 1961 ( Buhler et Wiley, 1961) et baptisé NITINOL. Le nom de

NITINOL est dérivé du symbole chimique Ni-Ti suivi de Nol, l’acronyme pour le Naval

Ordonnance Laboratory où cet alliage a été développé.

L’alliage Ti-Ni possède d’excellentes propriétés en ce qui concerne les caractéristiques

mécaniques et l’effet mémoire. Cependant, l’étendue des applications de cet alliage est limitée

par sa mise en œuvre délicate et donc par son coût élevé. Un contrôle soigneux de la

composition chimique et des paramètres de fabrication s’avère important compte tenu de la

dépendance de la température de transformation de ces facteurs.


21

Pour réaliser un contrôle de composition exigeant, les procédés de fusion à l’arc et par

induction sont les plus utilisés pour produire les alliages Ti-Ni commercialisés. La fusion à

l’arc nécessite plusieurs refusions pour assurer l’homogénéité du produit final, alors que la

fusion par induction sous vide a le problème de contamination par le creuset (Funakubo,

1987) . Une bonne comparaison entre ces procédés a été discutée par Jackson et al (Jackson et

al., 1972). Pendant le processus de fabrication du Ti-Ni, il est impossible d’éviter

l’incorporation des impuretés tels que, le carbone et l’oxygène. Ces éléments surviennent par

les échanges entre le creuset et l’alliage en fusion et forment respectivement des précipités de

carbure et des oxydes. Des études expérimentales montrent que ces éléments diminuent la

température Ms (Uehara et al., 1982 ; Funakubo, 1987). Récemment, une étude rigoureuse a

été effectuée par Olier sur l’effet de l’oxygène sur le comportement de la transformation

martensitique (Olier, 1995).

Ces dernières années des efforts remarquables ont été faits pour s’affranchir des problèmes de

pureté, d’homogénéisation chimique et du coût. Plusieurs voies originales ont été développées

(Johnson et al., 1982 ; Oshima, et al., 1982 ; Miyazaki et al., 1992 ; Saito et al., 1993, Olier,

1995 ; Green et al., 1997).

I.3.1.2 Diagramme d’équilibre.

Les alliages Ti-Ni sont des composés intermétalliques proches de la composition

équiatomique. D’après les diagrammes de phase présentés sur la figure 1.8 (a) et (c), ce

composé est stable jusqu’à la température ambiante et aucune trempe ne paraît nécessaire

contrairement aux alliages base cuivre pour éviter toute décomposition dans d’autres phases

aux températures intermédiaires. Tous les auteurs sont à peu près d’accord sur la partie

supérieure du diagramme (T > 800°C). Cependant, à des basses températures, l’intervalle

stoechiométrique est assez controversé. En effet, trois versions différentes ont été proposées

dans la littérature. Ainsi, l’intervalle est très étroit et un léger écartement de la composition

équiatomique peut induire des précipités.


22

Figure I.8 : Différentes versions de diagramme d’équilibre du Ti-Ni proposés dans la

littérature d’après Guénin, 1994.

Pour la composition équiatomique, la température Ms est de 60 à 70°C. Elle évolue en

fonction de la composition comme le montre la figure I.9.

47 48 49 50 51 52-150

-100

-50

0

50

100

150

Harrison et al.

Hanlon et al.

Purdy et al.

Ms (

°C)

at%Ni

Figure I.9 : Evolution de la température de transformation Ms en fonction de la teneur en Ni

d’après Duerig et al., 1990.

(a) (b) (c)


23

Lorsque la concentration en Ni est inférieure à 50at%, la température Ms est pratiquement

constante. Ceci peut être expliqué par la présence du mélange Ti2Ni + β50-50 à haute

température et la solution solide conserve la même température de transformation alors que

les précipités de Ti2Ni peuvent être considérés comme inertes. Pour la composition

surstoechiométrique en Ni, la température Ms évolue vers les basses températures.

I.3.1.3 Phénomène de précipitation.

La précipitation est très liée aux effets de composition. Les alliages sursteochiométriques

en nickel sont particulièrement sensibles aux phénomènes de précipitation. En effet, Nishida

et Honma ont mis en évidence les phénomènes de précipitations dans cinq types d’alliages de

Ti-Ni dont la composition nominale est Ti-50.1, 50.3, 50.6, 51.0 et 51.8at%Ni (Nishida et

Honma, 1984). Miyazaki et Otsuka viennent confirmer ce phénomène dans un alliage

contenant 50.6at%Ni (Miyazaki et Otsuka, 1986).

Nishida et ses collaborateurs ont montré que dans un alliage binaire Ti48Ni52, la formation des

précipités est séquentielle et contrôlée par un phénomène de diffusion. Sur la base de ces

résultats un diagramme Température-Temps-Transformation ‘‘T.T.T’’ a été déterminé

décrivant le comportement au cours des traitements thermiques (Nishida et al., 1986).

Le phénomène de précipitation a des conséquences sur le comportement de l’alliage Ti-

Ni. En effet, Wu et al. ont montré que pour l’alliage en solution solide ou lors des premiers

stades de vieillissement, la transformation de la phase martensitique apparaît à basse

température en favorisant l’apparition d’une deuxième phase dite phase R (Wu et al., 1990).

Un recuit à ~600°C favorise la formation de précipité TiNi3 ou Ti2Ni34 et appauvrit donc la

matrice en Ni. Ainsi, la phase β évolue vers la composition stoechiométrique (Guénin, 1994)

ce qui restaure un comportement proche de celui du Ti-50at%Ni. Une étude a notamment été

effectuée sur ce sujet (Bataillard, 1996).

L’effet des précipités a été également observé sur le comportement mécanique et par

conséquent, sur le comportement pseudoélastique et l’effet mémoire de forme (Saburi et al.,

1986 ; Miyazaki, 1982).

4 Suivant le diagramme considéré, il peut y avoir soit le précipité TiNi3 soit Ti2Ni3.


24

I.3.1.4 Effet des éléments d’addition.

Dans la section 3.1.1, nous avons évoqué l’influence des impuretés sur le comportement

de la transformation. Dans ce cas, les effets sont dus à la substitution d’un troisième élément

métallique soit au Ti soit au Ni. L’intérêt majeur est d’abaisser ou d’augmenter les

températures de transformations suivant le domaine d’application. Une discussion assez

générale sur les effets liés à l’adjonction d’un troisième élément a été faite par Kolomytsev

(Kolomytsev, 1994). Honma et al. ont montré que l’ajout des éléments de transition de la série

3d (V, Cr, Mn, Fe et Co) baisse la température Ms (figure I.10). Par exemple, le fer diminue la

température Ms de 52°C/at%Fe (Honma et al., 1979). Des études plus récentes menées par

Jordan et Larnicol sur l’effet du Co et qui montrent notamment la diminution de la

température Ms (Jordan, 1993 ; Larnicol, 1998). L’ajout du Cu influe moins sensiblement la

température Ms, elle oscille entre 45°C et 75°C selon la composition (Tsuji et Nomura, 1990).

Olier montre que les éléments Zr et Hf permettent d’augmenter significativement la

température Ms jusqu’à 200°C (Olier, 1995).

Il faut noter que, ces éléments d’addition influencent non seulement le comportement de la

transformation mais aussi le comportement mécanique (fragilité notamment).

-100

-50

0

50

100

0 2 4 6 8

CoV

FeMnCr

V Cr Mn Fe Co

x (at%)

Ms (

°C)

Figure I.10 : Effet des additifs en métal de la transition 3d sur la température Ms d’après

Honma et al., 1979.


25

I.3.2 Aspect physique.

I.3.2.1 Transformation martensitique des Ti-Ni.

Dans les alliages Ti-Ni, deux types de transformations sont observés (Khachin et al.,

1977 ; Hwang et al, 1982 I et II ; Moine et al., 1982 ; Wayman, 1986 ; Agafonov, 1990) :

Austénite – Martensite

Austénite – phase R – Martensite

Différentes techniques d’analyse structurale (microscopie électronique en transmission,

diffraction au rayon X…) ont été utilisées pour mettre en évidence les structures de

différentes phases.

La phase mère ou l’austénite des alliages Ti-Ni possède une structure cubique simple

ordonnée de type B2 ou CsCl (Dautovich et Purdy, 1965 ; Khachin et al., 1977). Cette phase

n’est stable que pour une gamme de composition très proche de la composition équiatomique

(figure 1.8).

Plusieurs auteurs (Otsuka et al., 1971 ; Hehemann et Sandrock1971 ; Michal et Sinclair,

1981 ; Bührer et al., 1983 ; Kudoh et al., 1985) ont tenté de déterminer la structure de la phase

martensitique relativement complexe et sensible à la composition chimique. Seul Bührer et

ses collaborateurs ont réussi à obtenir des résultats complets et ils ont confirmé la structure

monoclinique de type B19’ (Bührer et al., 1983). Kudoh et al. viennent confirmer le groupe

d’espaces et affiner les paramètres atomiques (Kudoh et al., 1985).

La phase R apparaît au refroidissement avant la phase martensitique dans certaines

conditions décrites plus loin. Elle possède une structure rhomboédrique qui résulte d’une

déformation de réseau cubique de la phase austénitique (Otsuka, 1990). Récemment, Hara et

al. ont déterminé la structure cristallographique ainsi que le groupe d’espace de la phase R

(Hara et al., 1995).

I.3.2.1.1 La transformation prémartensitique.

La phase R également désignée par la phase prémartensitique puisqu’elle se produit avant

la phase martensitique, on trouve aussi le nom de phase intermédiaire.

Hwang et ses collaborateurs ont montré que la transformation prémartensitique se déroule en

deux étapes : Austénite √ Incommensurable √ Commensurable (Hwang et al., 1982 I). La

transition de phase austénite √ incommensurable est de deuxième ordre (Hwang et al, 1982


26

II ; Wayman, 1986). Si le refroidissement continu, la transition incommensurable √

commensurable se produit donnant naissance à une structure rhomboédrique ou phase R.

Cette transition est de premier ordre (Goo et Sinclair, 1985) et son apparition nécessite une

auto-accommodation (Wu et Wayman, 1989). Elle a toutes les caractéristiques d’une

transformation martenstique thermoélastique (Stachowiaket McCormick, 1988 ; Miyasaki et

Wayman, 1988).

La phase R et la phase martensitique sont deux transformations compétitives. Ainsi, les

facteurs qui diminuent pertinemment la température Ms favorisent la transformation R. ce

sont:

Substitution d’un troisième élément (Honma et al., 1979 ; Goubaa et al., 1992 ;

Jordan, 1993).

Introduction des précipités après un traitement de mise en solution et vieillissement

des alliages Ti-Ni en excès en Ni (Miyazaki et al., 1982 ; Saburi et al., 1982 ;

Nishida et Honma, 1984).

Introduction des défauts cristallins produits par le cyclage thermique (Miyazaki et

al., 1986(a)) ou la mise en forme suivie d’un recuit aux températures au-dessous de

la température de recristallisation (Miyazaki et al., 1982).

I.3.2.1.2 La transformation martensitique

La transformation martensitique résulte soit de la transition B2 → B19´, soit de la

transition R → B19´. Elle se produit par un processus d’auto-accommodation afin de

minimiser la déformation macroscopique sous une morphologie triangulaire consistant en

trois variantes autour d’un des pôles {100}B2 (Miyazaki et al., 1989). Les plans d’habitat qui

existent entre les variantes dans le triangle correspondent à des modèles de maclages (Nishida

et al., 1995).

I.3.3 Aspect mécanique

I.3.3.1 Traitements thermomécaniques

Comme il a été déjà évoqué, les alliages Ti-Ni sont fortement sensibles à la composition

chimique. Toutefois, ils dépendent non seulement de ce paramètre intrinsèque mais aussi de


27

l’histoire thermomécanique. Les traitements thermomécaniques peuvent impliquer trois

transformations à l’état solide (Hornbogen, 1979) :

a) un changement local de la composition chimique (précipitation),

b) un processus partiel ou total d’annihilation de défauts (restauration, recristallisation),

c) une transformation structurale de phase.

Les alliages Ti-Ni peuvent présenter une combinaison de ces trois réactions. L’annihilation

des défauts par restauration et recristallisation ou le début et la dissolution des précipitations

sont d’importance spéciale pour les propriétés structurales (par exemple la dureté) et les

propriétés fonctionnelles (par exemple les températures de transformation). Plusieurs

traitements thermomécaniques sont envisagés selon la réaction recherchée.

Cyclage thermique et thermomécanique

Le cyclage thermique (sans contrainte appliquée) et thermomécanique (avec contrainte

appliquée) impliquent la réaction (c). Sur ce point, les observations expérimentales montrent

un changement microstructural dû à l’introduction des dislocations. Leur densité augmente

avec le nombre de cycles. Ce changement se traduit par l’apparition d’une transformation en

deux étapes au refroidissement (austénite → phase R → martensite) (Miyazaki et al.,

1986(a) ; Matsumoto, 1991 ; Deborde, 1996 ; Wu et al., 1999 ; Chouf et al., 2000).

D’autres auteurs se sont intéressés à l’effet de cyclage sur les propriétés mécaniques. De

Araujo, 1999 a montré que le cyclage thermomécanique jusqu’à une certaine contrainte

appliquée (75 et 125 MPa) fait augmenter l’EMDSA de l’alliage Ti-Ni-Cu avec 5at% Cu. Cet

effet se dégrade après 20 cycles et pour une contrainte appliquée plus forte (350 MPa). Le

changement des caractéristiques pseudoélastiques de l’alliage base Ti-Ni a été étudié par

Miyazaki et ses collaborateurs. Ces auteurs ont montré que la contrainte critique d’induction

de la martensite et l’hystérésis ont tendance à décroître avec l’augmentation du nombre de

cycles (Miyazaki et al., 1986(b)).

Mise en forme

Souvent la mise en forme des alliages Ti-Ni se fait par deux voies : à chaud et à froid.

Ces deux procédés englobent la réaction (b) et (c) et contribuent à l’histoire thermomécanique

de l’alliage. Une utilisation judicieuse de ces alliages passe tout d’abord par la maîtrise et la


28

compréhension de l’effet de chaque paramètre associé à la réaction (b) et (c) autrement dit, à

l’histoire thermomécanique subie préalablement.

a) Le travail à chaud

Généralement les alliages Ti-Ni sont aisément travaillés à chaud et plusieurs méthodes

existent dans la littérature (Jackson et al., 1972). Cependant, il existe deux précautions à

prendre : (1) Le travail à chaud doit être effectué à des températures au-dessous desquelles la

fusion des phases secondaires peut se produire et pour certains alliages, (2) l’homogénéisation

de l’alliage à une température élevée pendant un temps suffisant afin de mettre certaines

phases hors équilibre en solution (Jackson et al., 1972). Une optimisation des paramètres du

travail à chaud est nécessaire pour le bon contrôle du comportement de mémoire de forme.

Jean et Tsai montrent que la température optimale est 1000°C (Jean et Tsai, 1994). Si la

température de la déformation est basse (par exemple 600°C), la restauration de la

microstructure est incomplète pendant la déformation et donc une augmentation rapide de la

dureté se manifeste. Plus la température de déformation est élevée et plus la restauration est

facile et par conséquent, l’augmentation de la dureté est modérée.

L’effet du travail à chaud sur la transformation martensitique a été étudié par Filip et Mazanec

(Filip et Mazanec, 1994) avec trois nuances de Ti-Ni. Ces auteurs montrent qu’après

déformation, la densité de dislocation augmente considérablement ce qui limite la mobilité de

l’interface B2/B19’ et modifie les températures de transformation. De ce fait, la phase R

apparaît. Il semble avoir une augmentation de la limite d’élasticité et du module élastique.

b) Le travail à froid

Contrairement au travail à chaud, l’alliage Ti-Ni est difficile à travailler à froid. Une

bonne aptitude à ce processus et obtenue au-dessous de la température Ms (Buehler et Wiley,

1961). Miyasaki et ses collaborateurs montrent que la déformation à la température Ms donne

une meilleure ductilité (Miyazaki et al., 1990). En général, on peut atteindre une réduction de

60% à l’état martensitique (Wu et al., 1996 ; Hornbogen et Kobus, 1996). Ainsi, cette

déformation dépend fortement de l’état dans lequel le processus est effectué. Treppmann et

Hornbogen distinguent plusieurs températures pour lesquelles résultent des comportements

différents pendant les traitements thermomécaniques (Treppmann et Hornbogen, 1997). On

peut résumer les différents comportements sur le tableau suivant :


29

Processus

Gamme de

température

Transformations possibles à l’état solide pendant la

déformation Pur ausforming T1 > Md

’5 Déformation de l’austénite stable (phase β)

Md

6 < T2 < Md’

Formation de martensite à partir de l’austénite

déformée plastiquement (strain induced martensite)

Ms < T3 < Md

Martensite induite par contrainte à partir de l’austénite

non déformée plastiquement (stress induced martensite)

Déformation

mixte

Mf < T4 ≤ Ms

Formation de martensite, réorientation de la martensite

induite thermiquement et puis sa déformation plastique

Pur marforming

T5 ≥ Mf

Réorientation de la martensite et sa déformation

plastique (pseudoplasticité)

Lin et ses collaborateurs ont montré que, le laminage à froid à une température inférieure à Mf

stabilise la martensite et suivant le taux de déformation introduit, la martensite présente

plusieurs morphologies illustrées par la figure I.11 (Lin et al., 1991). La microstructure

contient alors une densité importante de défauts qui entraînent un durcissement (Rozner et

Buehler, 1966). Ceci affecte la température Ms et par conséquent, induit la phase R (Miyazaki

et Otsuka, 1986 ; Todoroki et Tamura, 1987 ; Okamoto et al., 1988). Il en résulte également

une modification des propriétés mécaniques. Il s’agit d’une diminution du plateau lié à la

transformation SIM ‘‘martensite induite sous contrainte’’ ou même une disparition complète

du plateau pour un taux de déformation élevé. L’effet se traduit par une difficulté du

processus accommodation/réorientation des variantes de martensite (Lin et Wu, 1994).

5 Md

’ désigne la température à partir de laquelle l’austénite est déformée plastiquement. 6 Md désigne la température à partir de laquelle la déformation de l’austénite se produit avant la transformation de phase.


30

Figure I.11 : Illustration des morphologies de la martensite dans un alliage Ti50Ni50 après

différents stades de déformation d’après Lin et Wu, 1994. (a) structure originale non

déformée, (b) structure accommodée, (c) structure coalescente, (d) structure accommodée et

coalescente.

Le laminage à froid est souvent suivi par un traitement thermique. Lin et Wu ont étudié

l’effet des traitements de recuits sur les propriétés mécaniques. Ils ont proposé trois régions de

températures schématisées sur la figure I.12.

La région I correspond à un recuit inférieur à 200°C et dont la martensite stabilisée par

laminage persiste. Dans la région II, la température de recuit varie entre 200°C et 600°C, la

martensite stabilisée s’élimine due à un recouvrement graduel du processus

accommodation/réorientation. Toutefois, les dislocations induites par déformation plastique

subsistent ce qui favorisent une transformation en deux étapes (la transformation R qui

précède la transformation martensitique). Ceci a été également détecté par d’autres auteurs

(Stachowiak et McCormick, 1988 ; Shaw et Kyriakides, 1995). Finalement, une

recristallisation se produit dans la région III.


31

0 100 200 300 400 500 600 700 800 9000

200

400

600

800

1000

1200

IIIIII

Recristallisation

Elimination de la

martensite stabilisée

Il existe encore des

dislocations induites par

la déformation à froid

Il existe des

variantes

de martensite

stabilisée

σ yM

σ RM

Con

trai

nte

(MP

a)

Température de recuit (°C)

Figure I.12 : Evolution des contraintes caractéristiques de la transformation en fonction des

recuits d’après Lin et Wu, 1994.

En résumé, les traitements thermomécaniques (déformation plastique + recuit) conduisent

à un changement du comportement de la transformation martensitique. Pour optimiser ces

traitements, il est nécessaire d’avoir une meilleure connaissance du comportement de la

transformation martensitique pour un large éventail de températures et de temps de recuit.

Cela n’a pas été systématiquement étudié. Une corrélation des changements microstructuraux

avec la réponse macroscopique de la transformation martensitique est nécessaire. Ceci inclut

le rôle des dislocations sur le comportement de la transformation, les structures de

dislocations développées par les divers processus de restauration et de recristallisation. C’est

dans cet axe que notre étude s’oriente : Il s’agit d’effectuer une étude approfondie des

traitements thermiques après déformation à froid du Ti-Ni, de déterminer les changements

microstructuraux et leurs conséquences sur les transformations martensitique et phase R.

Chapitre II: Procédure et techniques expérimentales

32

CCCHHHAAAPPPIIITTTRRREEE IIIIII

PROCEDURE ET TECHNIQUES EXPERIMENTALES

II.1 Protocole d'étude : Objectif et cheminement II.2 Présentation des alliages étudiés II.3 Techniques de caractérisation

II.3.1 Caractérisations physiques et micromécanique II.3.1.1 Analyse thermique différentielle (DSC) II.3.1.2 Pouvoir thermoélectrique (PTE)

II.3.1.2.1 Principe de la mesure et l’appareillage II.3.1.3 Mesures de frottement intérieur et de module par pendule de torsion

II.3.2 Caractérisation mécanique II.3.2.1 Essais de microdureté (HV) II.3.2.2 Essais de traction

II.3.3 Caractérisation microstructurale II.3.3.1 Microscopie électronique à balayage (MEB) II.3.3.2 Microscopie électronique en transmission (MET)

II.3.3.2.1 Protocole de préparation des lames minces

Ce chapitre se veut une présentation de la méthodologie expérimentale adoptée pour ce

travail. Nous présentons tout d’abord le protocole de notre étude et les traitements

thermomécaniques développés ensuite, les matériaux sur lesquels cette étude a été effectuée.

Enfin, nous dressons un panorama des techniques utilisées pour aboutir à notre objectif.

II.1 Protocole d’étude : Objectif et cheminement

Plusieurs études ont montré l’influence du laminage à froid sur le comportement des

alliages base Ti-Ni. Il s’avère que, pour un taux de déformation supérieur ou égal à 30%, la

transformation martensitique est inhibée. Cette transformation peut être débloquée par des

traitements appropriés. Le choix des traitements thermiques (temps - température) dépend de

la séquence de la transformation voulue. En effet, un traitement classique d’une heure à

425°C permet de mettre en évidence la transformation R au refroidissement. Dans ce cas, la

transformation se fait en deux étapes. Une séquence en une seule étape aura lieu par un

traitement à 870°C. Ce changement macroscopique du comportement de la transformation est

fortement lié à l’état microstructural du matériau. Une bonne maîtrise des traitements

thermiques est nécessaire.


33

Depuis ces dernières années, notre laboratoire GEMPPM a développé une technique très

sensible aux changements de composition et de structure. Il s’agit du Pouvoir

ThermoElectrique (PTE). Des travaux récents sur différents alliages ont permis d’établir

certaines relations entre les caractéristiques structurales et le pouvoir thermoélectrique.

Dans cette optique, il nous est apparu intéressant d’appliquer cette technique à l’étude des

traitements thermomécaniques de l’alliage Ti-Ni à mémoire de forme notamment, à

l’évolution de la transformation martensitique puisque cette dernière est très sensible à toute

modification microstructurale du matériau. C’est dans ce cadre que notre étude se situe.

Pour cela nous avons adopté les traitements thermomécaniques suivants (figure II.1) :

homogénéisation à 870°C pendant 2 heures pour effacer toute histoire thermomécanique subi

au préalable puis, laminage à froid entre 5 et 40% en plusieurs passes à l’état martensitique

(température ambiante). L’échantillon ainsi déformé a subi des traitements dans des bains de

sels à des températures variant entre 265 et 505°C à 40°C d’intervalle pendant des temps

cumulatifs (10 secondes jusqu’à 123 jours), suivis d’une trempe à l’eau. Pour les mesures de

la microdureté HV et de PTE, les échantillons après la première trempe étaient refroidis à la

température d’azote liquide. Ceci a pour but de rendre les échantillons complètement à l’état

martensitique.

Ti - Ni

Temps

Tem

péra

ture

Normalisation(870°C-2h)

Laminageà froid

(5 à 40%)

Recuits isothermes

Figure II.1 : Schématisation des traitements thermomécaniques.

II.2 Présentation des alliages étudiés

Notre étude a porté sur l’alliage Ti-Ni élaboré par fusion à l’arc de composition chimique

proche de la composition équiatomique, provenant de trois origines différentes.


34

Le premier alliage nous a été fourni par le CEA de Grenoble, le deuxième par le CEA de

Saclay et le troisième par MEMOMETAL INDUSTRIES de Savoie. Par la suite, ces alliages

seront respectivement notés par Ti-Ni(1), Ti-Ni(2) et Ti-Ni(3). Une caractéristique préliminaire

de ces alliages est montrée par les micrographies II.2.

Les trois alliages présentent une faible fluctuation de composition chimique1 comme

l’indique le tableau ci-après. Ce résultat peut expliquer un taux plus important en précipités

pour les alliages Ti-Ni(2) et Ti-Ni(3) (voir figure II.2).

Référence Elément en Atom% Ni Elément en Atom % Ti

Ti-Ni(1) 49.6 50.4

Ti-Ni(2) 49.2 50.8

Ti-Ni(3) 49.2 50.8

1 La composition chimique a été déterminée par analyse EDX au MEB.

Figure II.2 : Etat préliminaire des trois

alliages, observation MEB.

Ti-Ni(2)

Ti-Ni(3)

Ti-Ni(1)


35

Afin d’identifier la nature des précipités révélés par les micrographies II.2, une microanalyse

comparative a été effectuée sur les précipités et la matrice (figure II.3). Les spectres des deux

phases sont ajustés par rapport au Ni.

On constate que les précipités sont qualitativement enrichis en Ti par rapport à la matrice en

outre, ils contiennent de l’oxygène et du carbone. Ils ont été identifiés par Olier (Olier, 1995)

comme étant de type Ti4Ni2Ox et TiC. On note également la présence de Si.

PrécipitéMatrice

Figure II.3 : Spectres EDX de Ti-Ni(3) obtenus en MET.

Les alliages sont reçus sous forme de petites plaquettes de 2mm d’épaisseur. Dans le but

d’effacer toute histoire thermomécanique subis au préalable par les trois alliages, une

homogénéisation de deux heures à 870°C a été effectué. Le tableau ci-dessous regroupe les

températures de transformation après ce traitement. Ces caractéristiques sont déterminées par

DSC suivant la norme AFNOR (voir l’annexe II.1). L’hystérésis en température est mesurée à

50% de transformation.

Référence Ms (°C) Mf (°C) As (°C) Af (°C) Hystérésis (°C) ∆H (j/g)

Ti-Ni(1) 64 50 78 94 30 33

Ti-Ni(2) 48 37 57 75 28 27

Ti-Ni(3) 51 39 62.50 80 29 31


36

La différence des températures de transformation observée est peut être due à la présence des

éléments comme l’oxygène et le carbone en solution solide.

L’étude en DSC, PTE et HV a été effectuée sur Ti-Ni(1) et Ti-Ni(2). Pour les autres essais

(la microscopie, le frottement intérieur et la traction), le Ti-Ni(3) a été utilisé. En tout état de

cause, les trois matériaux ont globalement un comportement similaire et n’ont pas entraîné

une différence remarquable.

Une étude a également été faite sur un alliage riche en nickel de composition 51.5at%Ni

fourni par Miyazaki. Pour cet alliage, l’étude a été limitée et elle va nous servir à titre de

comparaison avec les résultats du frottement intérieur effectué sur le Ti-Ni(3).

II.3 Techniques de caractérisation

II.3.1 Caractérisations physiques et micromécanique

II.3.1.1 Calorimétrie différentielle à balayage (DSC)

La calorimétrie différentielle à balayage (DSC) est une technique de base pour l’étude de

la transformation martensitique des alliages à mémoire de forme. Elle est conçue pour

déterminer les chaleurs de transformation de phases en calculant l’aire sous le pic et par

intégration, les points de transformation conventionnels Ms10, Mf90, As10 et Af90 d’après la

Norme Française AFNOR NF A 51-0801 (1991).

Le dispositif utilisé est un Mettler TA3000 fonctionnant sur le mode de thermoanalyse.

Les mesures sont effectuées sur des échantillons de 15 ± 2 mg dans une gamme d’exploitation

en température qui varie entre –70°C et 120°C. La vitesse de montée et de descente en

température est de 5°C/min.

II.3.1.2 Pouvoir ThermoElectrique (PTE)

II.3.1.2.1 Principe de la mesure et l’appareillage

Le pouvoir thermoélectrique découle de l’effet Seebeck. Cet effet est obtenu en réalisant

une chaîne de conducteurs : métal de référence - échantillon - métal de référence (figure II.4).


37

Les jonctions A et B entre les deux métaux sont respectivement aux température T et T + ∆T.

Ceci, entraîne une différence de potentiel ∆V. On détermine alors le PTE relatif, ∆S de

l’échantillon par rapport au métal de référence.

TVS ∆∆=∆

avec ∆S en µV/°C et peut être exprimé en fonction des pouvoirs thermoélectriques absolus

des deux métaux : )()( réfrenceSnéchantilloSS −=∆

côté froid

métal de référence ∆V

∆Tcircuit thermoélectrique

côté chaudEchantillon

Figure II.4 : Schéma de principe de l’effet Seebeck.

La figure II.5 montre le dispositif mit au point par R. Borrelly (Borrelly et al., 1988).

La chaîne de conducteurs est formée par deux blocs A et B isothermes reliés par des fils à un

inverseur. Ils sont réalisés avec le même métal de référence choisi. Pour assurer un bon

contact thermique et électrique, l’échantillon est fortement serré sur les blocs par des vis

munies d’un embout isolant.

Les blocs A et B sont maintenus respectivement à la température T (côté froid) et T + ∆T

(côté chaud). L’inverseur destiné à effectuer le zéro du système de mesure assure une même

température T0 aux extrémités a et b des fils de liaison. Un thermocouple différentiel délivre

une tension ∆V’ proportionnelle à l’écart ∆T. Les tensions ∆V et ∆V’ une fois amplifiées puis,

numérisées par un convertisseur permettent de calculer et d’afficher la valeur de ∆S.


38

Ampli 1 Ampli 2

Convertisseur analogique-numérique

Division ∆V/∆T Affichage ∆S

Régulation de température Affichage T et ∆T

T T + ∆T

A B

a b

Résistance chauffante

Sonde au platine

ECHANTILLON

Frigistor

Thermocouple

∆V B'

A'

T0 Inverseur∆V'

Figure II.5 : Dispositif de mesure de PTE d’après Borrelly et al. (1988).

Pour cette étude, les mesures de PTE ont été effectuées à 20°C avec T=15°C et ∆T=10°C.

Cela conduit globalement à une incertitude de mesure de l’ordre de 0.03µV/°C sur des

mesures variant de 10 à 17µV/°C.

Les échantillons utilisés se présentent sous forme de plaquettes de dimensions 60*4*1mm3.

Afin d’obtenir une bonne reproductibilité des mesures, on mesure le PTE d’un échantillon

témoin avant chaque opération. Dans notre étude, l’échantillon témoin est un fil d’aluminium

pur et est de même nature que celui utilisé comme métal de référence

II.3.1.3 Pendule de torsion

Les mesures de frottement intérieur ont été effectuées sur un pendule de torsion inversée

à oscillations forcées représenté schématiquement sur la figure II.6.


39

L’échantillon de forme parallélépipèdique de dimension 40*5*1mm3 est maintenu par deux

mors, celui du bas est fixe et celui du haut est mobile et de faible d’inertie. Un contrepoids

vient annuler la force verticale exercée sur l’échantillon par la partie mobile. Le principe de

fonctionnement a été décrit par Morin (1985) et Baron (1998).

Ce pendule permet la mesure simultanée du frottement interne (Q-1) avec une résolution de

10-4 et du module au cours d’un cycle en fonction de la température. Nos mesures ont été

effectuées entre –100°C et 120°C1 à une vitesse de 1°C/min et une fréquence d’oscillation de

1Hz. L’amplitude maximale de déformation est de 1.7*10-4.

Contre-poids

Aimant

Bobines d'HelmholtzMiroir

Blocage de l'axe

Réglage du zéro

Axe du pendule

Four

Mors supérieur

EchantillonMors inférieur fixe

Azote liquide

Atmosphère d'Hélium

Figure II.6 : Illustration du pendule de torsion.

1 Le gradient de température est de l’ordre de 1°C ce qui acceptable.


40

II.3.2 Caractérisation mécanique

II.3.2.1 Essais de microdureté

Les essais de microdureté ont été effectués sur un microduromètre type WOLPERT V-

TESTOR. Sur des plaquettes de dimensions 8*4*1mm3 polies mécaniquement, on a appliqué

une charge de 300g pendant 15 secondes. Chaque mesure est la moyenne de cinq mesures.

II.3.2.2 Essais de traction

Les essais de traction ont été effectués à l’ambiante sur une machine de type INSTRON

1195 de 10 tonnes. L’acquisition des différents paramètres que sont la force appliquée et la

déformation de l’éprouvette se fait par un PC.

Les éprouvettes (figure II.7) sont sollicitées à une vitesse de déformation de 0.2 mm/min. Le

contrôle de la déformation se fait à l’aide d’un extensomètre MTS de base de mesure 12.5mm.

Des courbes contrainte-déformation à rupture ont été établies

e

3/4L L

Figure II.7 : Schéma des éprouvettes de traction.

Vue de côté


41

Comme a été déjà mentionné dans la section II.2, le matériau tel qu'il est reçu ne permet

pas de réaliser des essais normalisés. On a donc collé avec une colle type Cyanolit des têtes

sous forme de petites plaquettes en aluminium pour s’affranchir des problèmes de glissement

dans les mors (voir figure II.7).

II.3.3 Caractérisation microstructurale

II.3.3.1 Microscopie électronique à balayage (MEB)

La caractérisation préliminaire des alliages étudiés a été effectuée au microscope

électronique à balayage type JMS 840 A.

II.3.3.2 Microscopie électronique en transmission (MET)

Un microscope type JEOL 200CX a été utilisé pour les observations au MET. Ces

dernières ont été effectuées in situ à une température supérieure à 100°C.

II.3.3.2.1 Protocole de préparation des lames minces

Les échantillons sont d’abord amincis mécaniquement jusqu’à une épaisseur de 100µm

puis, attaqués chimiquement dans une solution composée de 30 vol. % H2O + 50 vol. %

HNO3 + 20 vol. % HF jusqu’à 80µm. Cette étape permet d’éliminer la couche d’écrouissage

formée par le polissage mécanique. Enfin, des petites rondelles subissent un amincissement

électrolytique. Pour cela, on a utilisé la méthode du double jet dans un Tenupol 3 (Struers). Le

bain est composé de 25 vol. % d’acide nitrique et 75 vol. % de méthanol à une température de

–30°C sous une tension qui varie entre 10 et 15 V.

Chapitre III: Effet des traitements thermomécaniques sur la microstructure et la transformation martensitique de l’alliage Ti-Ni équiatomique

42

CCCHHHAAAPPPIIITTTRRREEE IIIIIIIII

EFFET DES TRAITEMENTS THERMOMECANIQUES SUR LA MICROSTRUCTURE ET LA TRANSFORMATION MARTENSITIQUE DE

L’ALLIAGE Ti-Ni EQUIATOMIQUE III.1 Evolution de la microstructure lors de traitements thermiques après déformation à froid

III.1.1 Influence du taux de déformation (microdureté (HV) et pouvoir thermoélectrique (PTE)) III.1.2 Influence des traitements thermiques

- Microdureté HV - Pouvoir thermoélectrique (PTE) - Corrélation PTE-HV - Exploitation des résultats de PTE

III.1.3 Comparaison entre le Ti-Ni(1) et Ti-Ni(2) III.1.4 Observation en microscopie électronique en transmission (MET) III.1.5 Analyse des résultats

La bonne maîtrise du comportement de la transformation martensitique passe tout

d’abord par une meilleure compréhension de la microstructure. Ce chapitre concerne

l’optimisation des traitements thermomécaniques afin d’obtenir des propriétés bien

caractérisées et reproductibles.

III.1 Evolution de la microstructure lors de traitements thermiques après déformation à

froid

Dans cette première partie, nous nous sommes focalisés sur l’étude de l’évolution de

l’état microstructural de l’alliage Ti-Ni. Dans un premier temps, une étude préliminaire a été

réalisée par microdureté HV300 et pouvoir thermoélectrique (PTE) en fonction du taux de

déformation après recuit d’homogénéisation. Ensuite, une étude détaillée a été effectuée

pendant des traitements isothermes après déformation plastique de 40%. Des observations

complémentaires ont été ensuite faites en microscopie électronique en transmission pour

caractériser les différentes étapes des traitements.


43

III.1.1 Influence du taux de déformation (microdureté (HV300) et pouvoir

thermoélectrique (PTE))

Pour ce travail, la déformation est introduite par laminage à froid à l’état martensitique.

La figure III.1.1 schématise le processus de l’étude.

Rappelons que pour cette étude préliminaire, les mesures de la microdureté HV300 et de

pouvoir thermoélectrique (PTE) ont été obtenues sur des échantillons soumis à des taux de

déformation cumulatifs avec incréments de 5%. La déformation imposée varie entre 5% et

40%. comme le montre la figure III.1.1.

Ti - Ni

870°C - 2h

5%

PTE, HV PTE, HV

5% 5%

PTE, HV

40%

Figure III.1.1 : Illustration du processus d’étude.

L’évolution de la microdureté HV300 en fonction du taux de déformation est représentée

sur la figure III.1.2. On constate une augmentation de 180 à 460 HV lorsque l’on passe de 0 à

40% de déformation

0 10 20 30 40150

200

250

300

350

400

450

500

HV 30

0

Taux de déformation (%)

Figure III.1.2 : Influence du taux de déformation sur la microdureté de Ti-Ni(1).


44

La figure III.1.3 montre l’évolution du PTE du Ti-Ni(1) en fonction du taux de

déformation. Pour 0% de déformation c’est à dire après le traitement d’homogénéisation

(870°C pendant 2 heures), le PTE mesuré est de l’ordre de 16.50µV/°C. Cette valeur décroît

avec le taux de déformation et peut atteindre 12µV/°C pour un taux de 40%.

0 10 20 30 40

12

13

14

15

16

17

P

TE (µ

V/°

C)

Taux de déformation(%)

Figure III.1.3 : Influence du taux de déformation sur le PTE de l’alliage Ti-Ni(1).

Ce résultat montre d’une manière différente la sensibilité de Ti-Ni à la variation du taux de

laminage.

Il semble bien qu’il existe une certaine relation entre le PTE et la microdureté HV au cours de

la déformation plastique. La figure III.1.4 montre qu’il existe une quasi linéarité entre les

deux propriétés.

150 200 250 300 350 400 450 500

12

13

14

15

16

17

PTE

(µV

/°C

)

HV300

Figure III.1.4 : Corrélation entre le PTE et HV après déformation cumulée.


45

III.1.2 Effet des traitements thermiques

Les échantillons fortement déformés (40%) subissent différents traitements isothermes

pendant des temps de maintien cumulatifs. Chaque traitement isotherme est suivi d’un

refroidissement à l’eau, puis les échantillons sont refroidis à la température d’azote liquide

pour garantir dans tous les cas l’état martensitique. Les mesures de HV300 ou de PTE sont

ensuite effectuées (figure III.1.5).

Temps

Tem

péra

ture

870°C - 2h

Ti - Ni40%

PTE, HV PTE, HV

N2 N2

PTE, HV

N2 Figure III.1.5 : Description de l’étude des isothermes par mesure de la microdureté HV300 et

de PTE.

Microdureté HV

La figure III.1.6 illustre l’évolution de HV300 au cours des recuits isothermes à des

températures comprises entre 265°C et 505°C en fonction du temps. L’aspect des courbes

reflète une diminution continue de la microdureté avec l’augmentation de la durée de

maintien. Le traitement à 505°C montre une diminution rapide de la microdureté jusqu’à ce

qu’elle atteigne la valeur de l’état normalisé (180 HV) et reste ensuite constante jusqu’à la fin

de recuit. Ce phénomène se manifeste également à 465°C et à 425°C mais décalé dans le

temps.


46

10-1 100 101 102 103 104 105 106

150

200

250

300

350

400

450

500

40%

870°C-2h

265°C 305°C 348°C 385°C 425°C 465°C

505°C

HV 30

0

Temps de recuits (min)

Figure III.1.6 : Evolution de la microdureté HV300 du Ti-Ni(1) en fonction du temps de recuit

et pour des températures comprises entre 265°C et 505°C.

Pouvoir thermoélectrique (PTE)

L’évolution du PTE de Ti-Ni(1) au cours des recuits isothermes est montrée sur la figure

III.1.7. Le PTE mesuré à 25°C (dans l’état martensitique) est de l’ordre de 16.50µV/°C après

traitement d’homogénéisation. Cette valeur décroît après le laminage de 40% pour atteindre

une valeur variant entre 10.77µV/°C et 11.90µV/°C. Cette fluctuation est due soit, à une

incertitude de la déformation introduite par le laminage soit, à une hétérogénéité chimique

soit, les deux. En tout état de cause, elle n’entraîne pas de changement significatif sur le

comportement global. Le PTE de l'état déformé n'évolue pas à température ambiante.

Au cours des isothermes, l’allure générale des courbes montrent deux stades d’évolution

(figure III.1.7) :

Le premier stade correspond à une première augmentation du PTE relativement rapide jusqu’à

une valeur de 14.50µV/°C approximativement. C’est le seul stade observé dans le temps de

mesure pour les maintiens à 265°C et 305°C. La fin de ce stade est aussi observée à 348°C et

385°C.


47

10-1 100 101 102 103 104 105 106

9

10

11

12

13

14

15

16

17

505°C 465°C 425°C 385°C 348°C 305°C

265°C

PTE

(µV/

°C)

Temps de recuit (min)

Figure III.1.7 : Evolution du PTE de Ti-Ni(1) en fonction du temps de recuit et pour des

températures comprises entre 265°C et 505°C.

Le deuxième stade correspondant à des valeurs de PTE supérieures à 14.50µV/°C s’observe

déjà à 348°C et 385°C, c’est le seul stade détecté à des températures relativement élevées

(425°C, 465°C et 505°C). Il correspond à une augmentation du PTE modérée et linéaire (avec

l’échelle logarithmique du temps). Cette augmentation conduit à la valeur initiale de l’état

normalisé à la fin du traitement effectué à 505°C.

Ces deux comportements sont particulièrement mis en évidence à des températures

intermédiaires (348°C et 385°C) : l’évolution rapide pour des durées courtes (4 heures à

348°C et 10 minutes à 385°C), au-delà, l’évolution lente survient

Corrélation entre PTE et HV au cours des isothermes

Il est clair que le comportement au recuit est différent entre le PTE et la microdureté

HV300. L’évolution du PTE semble indiquer deux stades, la microdureté par contre montre un

seul stade et une limite inférieure. Par exemple, à 505°C le PTE évolue quasiment

linéairement jusqu’au temps maximum alors que la microdureté HV300 n’évolue plus après 4


48

heures. Or, au cours de la déformation plastique, le PTE et la microdureté HV300 paraissaient

corrélés. Le comportement au recuit montre en fait que, le PTE et la microdureté HV300 sont

sensibles aux défauts de déformation plastique mais de façon différente et complexe.

Exploitation des résultats du PTE

L’évolution du PTE au cours des isothermes indique clairement deux cinétiques. Ces

dernières correspondent sans doute à deux phénomènes distincts thermiquement activés. Ceci

peut d’ailleurs être vu plus clairement sur les courbes obtenues à 348°C et 385°C.

Nous avons analysé les courbes de PTE par la méthode de Johnson-Mehl Avrami (J.M.A.)

(Burke (1968)) en supposant que les deux stades sont bien séparés, le premier étant terminé

pour une valeur de PTE égale à environ 14.5µV/°C et le second commençant à cette valeur.

Cette loi empirique est fréquemment utilisée dans la littérature pour analyser les cinétiques

isothermes dans les métaux. Elle a la forme générale suivante :

( )ytnkdtdy nn −= − 11 (III.1.1)

y représente la fraction transformée pendant un temps t.

n est un exposant sans dimension.

k est la constante de vitesse (dimension t-1).

En supposant que k et n sont des constantes indépendantes de y et donc de t pour une

température constante, l’intégration de l’équation (III.1.1) donne l’expression suivante :

( )nkty =−11ln (III.1.2)

L’équation équivalente à (III.1.2) étant :

( )[ ]nkty −−= exp1 (III.1.3)

Pour notre étude, y est obtenue en normalisant les isothermes de la figure III.1.7 suivant la

relation :

y = (PTEt – PTE0) / (PTEf – PTE0)


49

où :

pour le 1er stade ⎪⎩

⎪⎨

⎧

f

t

PTEPTEPTE0

pour le 2e stade ⎪⎩

⎪⎨

⎧

f

t

PTEPTEPTE0

a) Détermination du coefficient n

Le paramètre n est calculé à partir de la formule suivante déduite de l’équation (III.1.3)

( ) tnekny loglogloglog11loglog ++=⎥⎦

⎤⎢⎣⎡

− (III.1.4)

Le résultat conforme à l’équation (III.1.4) est représenté sur la figure III.1.8. On obtient des

droites dont la pente est le coefficient n et d’ordonnée à l’origine nlogk. Tout ceci montre que

la réaction obéit à une loi du type Johnson-Mehl.

10-1 100 101 102 103 104 105

-2.0

-1.5

-1.0

-0.5

0.0

0.5 n=0.37 n=0.40n=0.36

n=0.35

265°C 305°C 348°C 385°C

LogL

og(1

/(1-Y

))

Temps (min)

Figure III.1.8 (a) : Variation de loglog[1/(1-y)] en fonction du temps. Détermination du

coefficient n pour le premier stade.

La figure III.1.8 (a) montre que le coefficient n pour le premier stade est de 0.37 ± 0.03.

: état déformé : instant t : 14.5µV/°C

: état déformé : instant t : 14.5µV/°C

: 14.5µV/°C : instant t : 16.5µV/°C

(a)


50

10-1 100 101 102 103 104 105

-2.0

-1.5

-1.0

-0.5

0.0

0.5

n=0.19

n=0.21

n=0.17

n=0.18

n=0.17

348°C 385°C 425°C 465°C 505°C

LogL

og(1

/(1-Y

))

Temps (min)

Figure III.1.8 (b) : Variation de loglog[1/(1-y)] en fonction du temps. Détermination du

coefficient n pour le deuxième stade.

Idem pour le deuxième stade, d’après la figure III.1.8 (b), on trouve une valeur de 0.18 ± 0.02

b) Calcul de l’énergie d’activation

Plusieurs méthodes ont été proposées dans la littérature pour déterminer l’énergie

d’activation : méthode de la constante de vitesse, méthode de temps de réaction fractionnaire

et méthode de la variation de vitesse. Pour nos calculs, nous allons utiliser la méthode de la

constante de vitesse dont la forme est de type d’Arrhénius :

⎟⎠⎞

⎜⎝⎛−=

TkE

kkB

a 1lnln 0 (III.1.5)

où :

k est la constante de vitesse

k0 est le facteur de fréquence

Ea est l’énergie d’activation apparente

T est la température absolue et kB la constante de Boltzmann.

(b)


51

Les courbes représentatives de lnk en fonction de 1/T (figure III.1.9 (a) et (b)) sont des droites

de pente –Ea/2.3kB et d’ordonnée à l’origine (1/T = 0) lnk0.

1,5x10-3 1,6x10-3 1,7x10-3 1,8x10-3 1,9x10-3

-12

-9

-6

-3

0

265°C305°C348°C385°C

lnk

1/T (K-1)

Figure III.1.9 (a) : Détermination de l’énergie d’activation apparente Ea pour le premier

stade.

1.3x10-3 1.4x10-3 1.5x10-3 1.6x10-3

-18

-15

-12

-9

-6

-3

348°C385°C425°C465°C505°C

lnk

1/T (K-1)

Figure III.1.9 (b) : Détermination de l’énergie d’activation apparente Ea pour le deuxième

stade.

(a)

(b)


52

Ainsi, on trouve deux énergies apparentes ayant une moyenne de 2.8 eV ± 0.2 et un facteur de

fréquence de 1020 dans le premier stade et 3.5 eV ± 0.3 et un facteur de fréquence de 1018 dans

le deuxième stade.

Toute cette analyse est basée sur la séparation des deux stades pour un PTE de 14.50µV/°C.

La cohérence des résultats obtenus justifie pleinement cette séparation. Par ailleurs, si l'on

change de ± 0.3µV/°C, les résultats ne sont pas changés de façon significative.

III.1.3 Comparaison entre le Ti-Ni(1) et Ti-Ni(2)

Afin de comparer les deux matériaux (Ti-Ni(1) et Ti-Ni(2)), une étude similaire par

microdureté HV300 et PTE a été faite sur l’alliage Ti-Ni(2). La figure III.1.10 illustre

l’évolution de la microdureté HV300 au cours des isothermes. On remarque un comportement

tout à fait comparable à celui du Ti-Ni(1).

10-1 100 101 102 103 104 105 106

150

200

250

300

350

400

450

500

40%

870°C-2h

265°C 305°C 348°C 385°C 425°C 465°C

505°C

HV 30

0


Figure III.1.10 : Evolution de la microdureté HV300 de Ti-Ni(2) en fonction du temps de recuit.


53

Sur la figure III.1.11 on a également représenté les cinétiques d’évolution du PTE de Ti-

Ni(2). Là encore les évolutions sont tout à fait comparables. Il semble néanmoins que

l’amplitude du stade haute température soit plus importante.

10-1 100 101 102 103 104 105 106

9

10

11

12

13

14

15

16

17

505°C 465°C 425°C 385°C 348°C 305°C

265°C

PTE

(µV

/°C

)


Figure III.1.11 : Evolution du PTE de Ti-Ni(2). en fonction du temps de recuit

Par un raisonnement analogue à celui fait pour le l’alliage Ti-Ni(1), on trouve des résultats

tout à fait cohérents. Les valeurs de n obtenues sont alors de l’ordre de 0.4 ± 0.02 et de 0.2 ±

0.03 respectivement dans le premier et le second stade avec, des énergies d’activation

apparentes de l’ordre de 2.6eV ± 0.4 et un facteur de fréquence de 1021 dans le premier stade

et 3.7eV ± 0.2 avec un facteur de fréquence de 1019 dans le second. Dans les limites

d’incertitudes, ces valeurs sont identiques à celles de Ti-Ni(1).

III.1.4 Observation en microscopie électronique en transmission (MET)

Dans les sections précédentes, on a vu qu’il y a une certaine évolution de quelques

propriétés macroscopiques sensibles à la microstructure avec les traitements

thermomécaniques appropriés. L’étude de la microstructure à l’échelle du microscope

électronique en transmission a été une étape très importante pour ce travail.


54

Deux types d’observations ont été effectués : observation à l’état martensitique (température

ambiante) et observation à l’état austénitique (température ≥ 100°C). Les états observés sont

choisis pour diverses évolutions du PTE indiquées sur la figure III.1.7 par des flèches.

L’état non déformé (normalisé)

Sur la base des observations effectuées au MET, les échantillons traités pendant 2 heures

à 870°C sont dans l’état martensitique. La martensite thermique apparaît sous forme de fines

aiguilles (voir figure III.1.12 (a)). Au sein des plaquettes de martensite des macles sont

observées : figure III.1.12 (b). (Madangopal et al., 1992 ; Liu et al., 1999). Le cliché de

diffraction de l’image représentée par la figure III.1.12 (a) montre la configuration des macles

de plusieurs variantes de martensite.

270 nm

Figure III.1.12 (a) : Microstructure du Ti-Ni(3) après le traitement à 870°C pendant 2

heures : observation à température ambiante.

(a)

Cliché de diffraction de la zone observée.


55

100 nm

Figure III.1.12 (b) : Observation à plus fort grossissement mettant en évidence les macles de

transformation.

On note la présence des précipités type Ti4Ni2Ox. Leur présence gêne la propagation des

variantes de martensite qui s’arrêtent nettement au niveau du précipité (figure III.1.13).

200 nm

Figure III.1.13 : Interaction plaquettes de martensite avec le précipité.

(b) (b)

Ti4Ni2Ox


56

Les observations à 130°C ‘‘haute température’’ permettent de révéler les grains d’austénite

dont la taille varie entre 3 et 7µm environs : figure III.1.14. Ces grains sont souvent épinglés

par les précipités.(voir figure III.1.14 (b)).

2µm

Figure III.1.14 : Grains d’austénite : observation à 130°C. (a) zone faible en précipités ; (b)

zone riche en précipités montrant l’épinglage des grains par les précipités.

(a)

(b)

2µm


57

L’état déformé

La morphologie de la martensite des échantillons laminés de 40% est beaucoup plus

complexe. L’image en champ clair montre un contraste compliqué qui reflète une structure

fortement perturbée : figure III.1.15 (a). Le cliché de diffraction correspondant indique des

anneaux diffus avec des spots forts et étalés et révèle la structure monoclinique de la

martensite. Les images en champ sombre de la plage correspondant à la figure III.1.15 (a)

mettent bien en évidence deux régions de contraste différent. Ces deux types de régions ont

déjà été observés par Koike et ses collaborateurs (Koike et al., 1990).

Les images (b) et (c) de la figure III.1.15 sont des champs sombres à partir des zones (b) et (c)

sélectionnées sur le cliché de diffraction. Les bandes observées sur l’image (b) correspondent

donc à des orientations communes de martensite. On peut imaginer que ces bandes se sont

formées par réorientation, regroupement et déformation des plaquettes maclées de martensite.

L’image (c) semble indiquer la présence de très petits domaines indépendants des orientations

précédentes.

270 nm

Figure III.1.15 (a) : Microstructure de Ti-Ni(3) déformé de 40 % par laminage à froid :

observation à température ambiante.

(b)

(a)

(b)

Zone (b)Zone (c)


58

270 nm

270 nm

Figure III.1.15 (b) et (c) : Microstructure de Ti-Ni(3) déformé de 40 % par laminage à froid :

observation à température ambiante. (b) champ sombre de la zone(b) ; (c) champ sombre de

la zone (c).

(c)


59

Les observations à 130°C ‘‘haute température’’ ne montrent aucun changement de la

microstructure : figure III.1.16. Ceci confirme que l’état structural fortement déformé ne

présente aucune transformation dans le domaine de température étudié.

270 nm

270 nm

L’état après recuit à différentes températures

Les figures III.1.17, 18, 19, 20 représentent la séquence de la microstructure après le

recuit à 348°C pendant des temps différents (1 minute, 4 heures et 4 jours). Cette température

(a)

(b)

Figure III.1.16: Observation à 130°C de

Ti-Ni(3) déformé de 40%. (a) champ

clair ; (b) champ sombre.


60

montre de façon très caractéristique l’évolution de l’état microstructural après la déformation

plastique :

A 1 minute, la microstructure observée à température ambiante n’est pas sensiblement

différente de celle brut de laminage. Le cliché de diffraction1 montre des anneaux bien

renforcés indiquant une structure texturée : figure III.1.17 (a). Cette microstructure a été

également observée après le recuit de 4 heures à 265°C (non présentée dans ce rapport).

270 nm

270 nm

Figure III.1.17 : Microstructure après un recuit de 1 minute à 348°C : observation à

température ambiante. (a) champ clair ; (b) champ sombre.

1 Les diffractogrammes de la figure III.1.17 et III.1.18 sont respectivement simulés d'après Kudoh et al. (1985) et Otsuka et al. (1971).

(a)

(b)


61

A 130°C, les images en champ clair et en champ sombre sont différentes. De plus, les clichés

de diffraction sont différents (comparer les clichés de la figure III.1.17 et III.1.18), ce qui

témoigne d'une transformation éventuellement partielle.

270 nm

270 nm

Figure III.1.18 : Microstructure après un recuit de 1 minute à 348°C : observation à 130°C.

(a) champ clair ; (b) champ sombre.

(a)

(b)


62

Un maintien de 4 heures fait apparaître des cellules plus au moins régulières (figure

III.1.19 (a)). L’image en champ sombre représentée par la figure III.1.19 (b) montre des

cellules allongées. Le cliché de diffraction présente des anneaux avec des spots étalés qui

reflète une orientation préférentielle vraisemblablement dans la direction du laminage.

170 nm

170 nm

Figure III.1.19 : Microstructure après un recuit de 4 heures à 348°C : observation au cours

de la montée en température à 100°C. (a) champ clair ; (b) champ sombre.

(a)

(b)

Ti4Ni2OX

Ti4Ni2OX


63

Avec un vieillissement de 4 jours à 348°C, la microstructure formée par laminage à froid

a complètement disparu. Des grains de très petite taille de l’ordre de 50 nm sont observés

(figure III.1.20).

170 nm

Figure III.1.20 : Microstructure obtenue après un recuit de 4 jours à 348°C : observation à

100°C.

L’effet du traitement effectué à 505°C sur l’évolution de l’état microstructural est

représenté par les figures III.1.21, III.1.22 et III.1.23.

Une durée de 1 minute a permis d’avoir une taille de grains variant entre 100 et 270 nm. Le

cliché de diffraction montre des spots qui forment presque des anneaux révélant l’orientation

multiple des grains : figure III.1.21. Ces grains sont souvent superposés et présentent souvent

une forte orientation commune.

Il est intéressant de noter la présence des perturbations internes aux grains correspondant

vraisemblablement à des contraintes résiduelles.


64

270 nm

270 nm

Figure III.1.21 (a) et (b) : Microstructure après un recuit à 505°C pendant 1 minute :

observation à 130°C. (a) champ clair ; (b) champ sombre.

(b)

(a)


65

200 nm

66 nm

Figure III.1.21 (c) et (d) : Microstructure après un recuit à 505°C pendant 1 minute :

observation à 130°C. (c) champ sombre d'une autre plage; (d) perturbations internes des

grains.

(c)

(d)


66

Après 4 heures, on constate une nette croissance de la taille des grains qui peut atteindre

560 nm (figure III.1.22). On remarque également la présence de quelques petits grains de

l’ordre de 130 nm. On note toujours la présence des contraintes internes à l’échelle du grain

(déformations élastiques).

270 nm

270 nm

Figure III.1.22 : Microstructure après un recuit à 505°C pendant 4 heures : observation à

130°C. (a) champ clair ; (b) champ sombre: présence des contraintes internes à l'échelle des

grains.

(a)

(b)


67

Le maintien de 13 jours à 505°C, fait d’une part croître fortement la taille des grains qui

peut atteindre 4000 nm (4 µm) et d’autre part, ces grains sont nets de contraintes internes :

figure III.1.23. On note en particulier la présence d’un gros grain de 4.5 µm de taille pour

lequel on peut effectuer un cliché de diffraction individuel.

2µm

66 nm

Figure III.1.23 : Microstructure après un recuit à 505°C pendant 13 jours : observation à

130°C.

[111] austénite


68

Au vu des observations microscopiques, on constate qu’il existe deux microstructures

différentes dans les deux domaines de températures observés par PTE. Dans le premier stade

(basse température), la microstructure est complexe et il est difficile d’observer une évolution

claire lors de l’évolution du PTE. Le deuxième stade correspond à l’apparition de très petits

grains (environ 50 nm de taille) qui grossissent avec le temps de maintien à une température

donnée ou avec la température pour un temps donné. Ces tailles mesurées sont rassemblées

sur le tableau suivant

Température Temps Taille

348°C 4 jours 50 nm

425°C2 4 h 400 nm

1 min 100 à 270 nm

4 h 130 nm à 560 nm

505°C

13 jours 4 µm

870°C 2 h 3 à 7 µm

Ces grains jusqu’à une taille d’environs 500 nm présentent des contraintes internes qui se

manifestent par des franges de déformation élastique. Pour des tailles plus importantes ces

contraintes internes disparaissent.

III.1.5 Analyse des résultats

L’étude que nous avons réalisée nous a permis de suivre l’évolution de l’état

microstructural de l’alliage Ti-Ni équiatomique après déformation plastique et traitements

isothermes.

Un laminage sévère comme dans notre cas (40%), introduit une quantité considérable de

défauts type dislocation. Une densité de 1013 à 1014/cm2 a été estimée par Koike et al. (1990)

pour un Ti-Ni laminé de 30%. L’effet des dislocations se traduit surtout par un durcissement

du matériau.

La sensibilité du PTE à l’effet de la déformation plastique introduite par le laminage à

froid a été déjà montrée par Borrelly et Benkirat (1985) dans le cas du fer pur. Cet effet a été

attribué à l’augmentation de la densité de dislocation.

2 Les images observées après ce traitement ne sont pas présentées dans ce rapport.


69

Le PTE semble donc intéressant pour l’étude des phénomènes de restauration et de

recristallisation. Cependant, il existe peu de résultats analysés de cette façon. La première

investigation à notre connaissance est celle de Vauglin (1984) sur le Zircaloy. Cet auteur a

mis en évidence les stades de restauration et de recristallisation par les variations du PTE.

Récemment, une étude a aussi été menée par PTE toujours sur le même matériau. (Northwood

et al., 1992).

Conformément aux études de Merle et ses collaborateurs (1987) sur le Zircaloy, il a été

montré qu’au cours des isothermes, le PTE évolue en deux stades qui sont attribués à la

restauration et la recristallisation de la microstructure. En partant de cette hypothèse pour le

Ti-Ni, le premier stade d’évolution visible à basse température et correspondant à une forte

variation du PTE (11 → 14.50 µV/°C) serait associé à la restauration ; le second stade

correspondrait alors à la recristallisation. Cependant, dans le cas du Ti-Ni, les phénomènes se

produisant dans le premier stade sont sans doute beaucoup plus compliqués. En effet, la

déformation plastique se fait dans l’état martensitique et nous avons constaté qu’un chauffage

à 130°C est insuffisant pour observer la transformation inverse : il y a blocage de celle-ci.

A plus haute température ‘‘dans le premier stade’’ il se produit donc une ‘‘restauration –

transformation martensitique inverse’’ dans cet ordre, dans l’ordre inverse ou simultanément.

Les observations par microscopie électronique sont assez cohérentes avec cette hypothèse. En

effet, dans le premier stade, la microstructure est complexe, très perturbée et ne présente que

peu d’évolution des clichés de diffraction. Pendant ce stade il y a une nette évolution de la

dureté et il est vraisemblable que le peu d’évolution de la microstructure observée soit due à

la réorganisation-annihilation des dislocations et donc à une restauration.

Dés 4 heures à 348°C c’est à dire au tout début du deuxième stade d’après l’évolution du

PTE, on peut dire qu’il y a début de recristallisation mais avec des germes de grains

extrêmement fins. Ceci est confirmé par l’observation pour 4 jours à 348°C où la

recristallisation est évidente mais avec une taille de grains très faible et inhabituelle pour les

métaux usuels autres que le Ti-Ni. L’évolution du deuxième stade correspond à la croissance

des grains jusqu’à une taille de 4 µm pour les dernières mesures faites à 505°C qui est

comparable à celle de l’échantillon normalisé. Rappelons que pour les petites tailles de grains

(jusqu’à 500 nm) ceux-ci sont le siège de contraintes internes se traduisant par des franges de

déformation élastique. On constate que l’élimination de ces contraintes correspond

grossièrement à la fin de la chute de dureté.


70

A notre connaissance il n’existe pas d’analyse quantitative de la restauration ni de la

recristallisation de l’alliage Ti-Ni. Bien que le Zircalloy et le Ti-Ni soient très différents on

peut comparer les ordres de grandeur des résultats.

Restauration

Ea n k0

Ti-Ni 2.8 eV 0.37 1020

Zircalloy 2.3-2.4 eV 0.25 1012

On constate que les énergies d’activation pour la restauration sont assez comparables par

contre, le facteur de fréquence proche de la fréquence de vibration atomique pour le Zircalloy

est très élevé pour le Ti-Ni. Le fait que l’on ait dans ce cas un phénomène complexe

(restauration – transformation) pourrait en être l’origine.

Pour la restauration, il est raisonnable de penser que la diffusion des lacunes joue un rôle

important puisque le mécanisme prépondérant est celui de la montée des dislocations

(Vauglin, 1984). L’énergie d’activation du processus devrait donc étroitement être lié à

l’énergie de migration des lacunes dans le Ti-Ni. Il n’existe pas, semble t-il de mesures de

cette énergie dans le Ti-Ni, par contre Köhler et Herzig (Köhler et Herzig, 1987) ont mesuré

dans le Tiβ une énergie de 2.5 eV attribuée à la migration des lacunes. Cette valeur est

relativement proche de l’énergie apparente que nous avons déterminée dans le stade de

restauration.

Recristallisation

Ea n k0

Ti-Ni 3.5 eV 0.18 1018

Zircalloy 3-3.4 eV 1 1017

On constate que pour la recristallisation et grossissement du grain, les énergies et les facteurs

de fréquence sont comparables, par contre le coefficient n est différent.

D’un point de vue pratique, on peut tracer une courbe Température – Temps limitant les

deux domaines de restauration et de recristallisation que l’on détermine par le passage pour le

PTE à 14.5µV/°C.


71

10-1 100 101 102 103 104 105 106

300

350

400

450

recristallisation

restauration

Ti-Ni(2)

Ti-Ni(1)

41j4h10'30''

Tem

péra

ture

(°C

)

Temps (min)

Figure III.1.24 : Diagramme température – temps de restauration et de recristallisation de

Ti-Ni déformé de 40%.

Comparant le Ti-Ni(1) et le Ti-Ni(2) ‘‘proche du Ti-Ni(3)’’, il semble bien que les précipités

type Ti4Ni2Ox modifient assez peu la cinétique d’évolution du PTE. On trouve effectivement

des valeurs caractéristiques de coefficient n, d’énergie d’activation Ea, et de facteur de

fréquence k0 sensiblement comparables. Toutefois, les précipités agissent sans doute sur la

croissance des grains. En effet, le passage restauration recristallisation est légèrement retardé

pour l’alliage contenant le plus de précipités (Ti4Ni2Ox) comme le montre la figure III.1.24

D’autre part, par la microscopie à transmission on a montré que ces précipités viennent

souvent bloquer les joints de grains lors de leur croissance.

En conclusion, cette étude nous a permis de mettre en évidence selon les traitements

thermiques deux stades d'évolution de l'état microstructural.

Le premier stade caractérisé par une évolution relativement rapide de PTE et une diminution

de la microdureté HV300, correspond à une restauration – transformation.

Le deuxième stade caractérisé par une évolution relativement lente et une diminution de la

microdureté HV300 puis stabilisation de celle-ci, associé à la recristallisation et grossissement

du grain. La stabilisation de la microdureté HV300 correspond grossièrement à la disparition

des contraintes internes dans les grains.


72



L’ALLIAGE Ti-Ni EQUIATOMIQUE III.2. Influence des traitements thermiques après déformation à froid sur la transformation martensitique

III.2.1 Analyse par DSC III.2.1.1 Comportement de la transformation martensitique au cours des isothermes III.2.1.2 Evolution des propriétés caractéristiques de la transformation III.2.1.3 Comparaison entre Ti-Ni(1) et Ti-Ni(2)

III.2.2 Analyse par frottement intérieur III.2.2.1 Comportements caractéristiques correspondant à des traitements thermiques sélectionnés par l’analyse DSC

III.2.3 Analyse par traction III.2.3.1 Comportements caractéristiques correspondant à des traitements thermiques sélectionnés par l’analyse DSC

L’étude de l’état microstructural présentée dans la première partie de ce chapitre a mis en

évidence deux domaines de températures : basses températures et températures modérées. Il

nous a donc paru intéressant d’étudier la transformation martensitique dans les deux

domaines. L’intérêt de cette étude est de caractériser d’une façon assez fine le comportement

de la transformation martensitique. Une étude systématique a été réalisée par DSC. Cette

caractérisation a été complétée par des mesures de frottement intérieur. Enfin, des essais de

traction ont été effectués.

L’étude la plus détaillée est faite sur le Ti-Ni(1), nous avons vérifié que les trois alliages

présentent globalement un comportement similaire. En particulier des comparaisons sont

effectuées entre le Ti-Ni(1) et le Ti-Ni(2).


73

III.2 Influence des traitements thermiques après déformation à froid sur la

transformation martensitique

III.2.1 Analyse par DSC

III.2.1.1 Comportement de la transformation martensitique au cours des isothermes

L’effet général de laminage à froid sur la transformation martensitique du Ti-Ni est

montré par les thermogrammes de la figure III.2.1.

(AM)

(MA) -60 -40 -20 0 20 40 60 80 100 120

-60 -40 -20 0 20 40 60 80 100 120

Figure III.2.1 : Thermogrammes typique du Ti-Ni(1) obtenus en DSC après : (a)

normalisation à 870°C ; (b) déformation à froid de 40%.

Le matériau homogénéisé pendant 2h à 870°C présente classiquement une seule

transformation. Au refroidissement, le pic de transformation austénite en martensite baptisé

pic (AM) et au chauffage, le pic de transformation martensite en austénite baptisé pic (MA)

(figure III.2.1 (a)). Cependant, l’échantillon brut de déformation (40%) ne présente aucune

transformation nette (figure III.2.1 (b)).

Afin de réaliser une étude systématique de l’évolution de la transformation martensitique,

nous avons effectué des traitements dans une large gamme de températures de recuits : 265,

305, 348, 385, 425, 465 et 505°C. Par souci de simplification de la présentation, les

thermogrammes obtenus à 305, 385 et 465°C sont présentés en annexe III.2.1.

Pour une meilleure lisibilité (évolution rapide), nous présentons d’abord le domaine des

températures modérées qui est représenté dans cette partie par les deux températures 425 et

(a) (b)

T (°C) T (°C)


74

505°C. Les thermogrammes obtenus après ces traitements sont illustrés par les figures III.2.2

et III.2.3.

Après seulement 1 minute à 505°C (voir figure III.2.2 (a)), les échantillons fortement

déformés présentent la transformation martensitique :

Au refroidissement, il apparaît deux pics bien séparés correspondant respectivement à la

transformation austénite – phase R : pic (AR) (premier pic) et phase R – martensite : pic (RM)

(deuxième pic). On note ainsi un large pic (RM) alors que le pic (AR) est plus étroit et mieux

défini. Au chauffage, un seul pic est présent, il est associé à la transformation inverse

martensite – austénite : pic (MA).

Avec l’augmentation du temps à 505°C, le pic (MA) s’affine et sa température évolue peu. Le

pic (AR) n’évolue pratiquement pas. Cependant, le pic (RM) est apparemment le plus

sensible. Il s’affine de plus en plus et sa température augmente. On note également, un

mouvement progressif de ce pic (RM) vers le pic (AR) avec l’augmentation de la durée du

traitement ; l’écart entre les deux pics (AR) et (RM) diminue jusqu’à ce que le pic (RM)

masque le pic (AR) (ou se confonde avec lui : pic (AM)) après un temps estimé 4 heures à

505°C. Dans ce cas, le pic (AR) n’existe plus et on retrouve la transformation directe

classique : austénite – martensite : pic (MA).

Pour le recuit à 425°C : figure III.2.3, le comportement est assez analogue à celui observé

à 505°C mais avec un décalage en temps. D’autre part, la température plus faible permet de

mieux observer le début de l’évolution :

La transformation inverse présente un large pic (MA). Au cours du refroidissement, la

transformation A – R apparaît par un petit pic qui reste assez étroit alors que le pic (RM) est

très fortement aplati. Ces trois pics évoluent dans le même sens décrit auparavant (traitement

505°C) et après un temps assez long (123 jours), le pic (RM) masque le pic (AR) pour ne

former qu’un seul pic (MA). Pour le maintien à 465°C (voir annexe III.2.1), le comportement

est intermédiaire entre celui à 505°C et celui à 425°C et notamment le masquage du pic (AR)

par le pic (RM) se produit après 37 heures.

Les thermogrammes obtenus après les recuits à 265°C et 348°C sont présentés sur les

figures III.2.4 et III.2.5. Ces deux températures représentent la gamme des recuits basses

températures. On constate que pour les temps courts, les transformations sont très peu

régénérées mais que les temps longs montrent une évolution comparable à celle obtenue à

plus haute température ce qui permet par continuité d’identifier les pics (AR), (RM) et (MA)

même s’ils sont très faibles.


75

(MA)

(AR)

(RM)

(MA)

(AR)

(RM)

(AR)

(MA)

(RM)

-60 -40 -20 0 20 40 60 80 100 120

Figure III.2.2 (a) : Evolution des thermogrammes typique du Ti-Ni(1) obtenus en DSC après

un recuit à 505°C.

t = 1min

(a)

t = 10min

t = 30min

T (°C)


76

(AR)

(MA)

(RM)

(AM)

(MA)

(MA)

(AM)

-60 -40 -20 0 20 40 60 80 100 120

Figure III.2.2 (b): Evolution des thermogrammes typique du Ti-Ni(1) obtenus en DSC après un recuit à 505°C.

(b)

t = 80min

t = 4h

t = 41jours

T (°C)


77

(AR)(RM)

(MA) (AR)

(RM)

(MA) (AR)

(MA)

(RM)

(AR)

(MA)

(RM)

(AR)

(MA)

(RM)

-60 -40 -20 0 20 40 60 80 100 120

(a)

t = 4jours

t = 1min

t = 10min

t = 4h

t = 37h

T (°C)

Figure III.2.3 (a) : Evolution des thermogrammes typique du Ti-Ni(1) obtenus en DSC après



78

(AR)

(MA)

(RM)

(AR)

(MA)

(RM)

(MA)

(MA)

-60 -40 -20 0 20 40 60 80 100 120

Figure III.2.3 (b): Evolution des thermogrammes typique du Ti-Ni(1) obtenus en DSC après


t = 41jours

t = 123jours

(b)

t = 13jours

T (°C)


79

(MA)

(AR)(RM)

(AR)(RM)

(MA)

(MA)

(AR)(RM)

(MA)

(AR)(RM)

(AR)

(MA)

(RM)

(MA)

(AR)

(RM)

-60 -40 -20 0 20 40 60 80 100 120

Figure III.2.4: Evolution des thermogrammes typique du Ti-Ni(1) obtenus en DSC après un

recuit à 348°C.

t = 1min

t = 30min

t = 4h

t = 41jours

t = 37h

t = 4jours

T (°C)


80

(MA)

??

(MA)

??

(MA)

(AR)(RM)

(AR)(RM)

(MA)

(RM) (AR)

(MA)

(MA)

(AR)(RM)

(MA)

(AR)(RM)

-60 -40 -20 0 20 40 60 80 100 120


recuit à 265°C.

t = 1min

t = 30min

t = 4h

t = 41jours

t = 13jours

t = 4jours

t = 37h

T (°C)


81

Ces résultats montrent d’une part, qu’il existe une évolution des thermogrammes

entièrement comparable pour toutes les températures du traitement avec une échelle différente

de temps. Par exemple, le traitement de 1 minute à 505°C et presque équivalent à celui de 4

heures à 425°C. Cette équivalence temps – température se manifeste aussi pour d’autres

températures. D’autre part, il apparaît en fonction des couples (T, t) montrés par le tableau

suivant trois zones de recuits dont on observe une nette évolution de la séquence de la

transformation martensitique :

Zone I : Pics (AR) et (RM) mal définis ; pic (MA) mieux défini mais large

Zone II : Pics (AR), (RM), (MA) bien définis ; déplacement du pic (RM) en température

Zone III : Disparition du pic (AR) : seuls deux pics (AM) et (MA) bien définis

Température du traitement Temps de maintien Zone de recuit

348°C

10 sec ≤trecuit≤ 4 h

trecuit ≥ 37 h

I

II

385°C

10 sec ≤trecuit≤ 10 min

trecuit ≥ 13 h

I

II

425°C

10 sec ≤trecuit≤ 1 min

80 min ≤trecuit≤ 123 jours

trecuit ≥ 123 jours

I

II

III

465°C

10 sec ≤trecuit≤ 30 sec

1 min ≤trecuit≤ 13 h

trecuit ≥ 37 h

I

II

III

505°C

10 sec ≤trecuit≤ 80 min trecuit≥ 4 h

II

III

Ainsi, elle passe d’une transformation en deux étapes austénite → phase R → martensite au

refroidissement dans la zone I et II, à une transformation en une seule étape austénite →

martensite dans la zone III.

On note qu’au chauffage, la séquence de la transformation se manifeste en une seule étape

martensite → austénite quel que soit le traitement.

pic (AR) pic (RM)

pic (MA)

pic (MA)


82

III.2.1.2 Evolution des propriétés caractéristiques de la transformation

Après une description qualitative des transformations, nous nous intéressons maintenant à l’évolution de ses propriétés quantitatives.

Températures des pics

L’effet de la température du traitement sur les températures des trois pics de

transformation est reporté sur la figure III.2.6. On remarque que, la température du pic (MA)

évolue peu. La température du pic (AR) n’évolue pratiquement pas. Cependant, l’effet est très

important sur la température du pic (RM).

10-1 100 101 102 103 104 105 106

-20

0

20

40

60

80

100

Elimination du pic (AR):

Evolution du pic (AM)

348°C

385°C

425°C

465°C

505°C

Tem

péra

ture

du

pic

(MA

) (°

C)

Temps de recuit (min)10-1 100 101 102 103 104 105 106

-20

0

20

40

60

80

100

Tem

péra

ture

du

pic

(AR

) (°

C)


10-1 100 101 102 103 104 105 106

-20

0

20

40

60

80

100

(AM)(AM)(AM)

Tem

péra

ture

du

pic

(RM

) (°

C)


Figure III.2.6 : Evolution des températures des pics (MA), (AR) et (RM).

L’étalement en température des transformations

Nous présentons sur la figure III.2.7 la largeur des pics (MA), (AR) et (RM) ou (AM) qui

rend compte de l’étalement en température des transformations correspondantes. Cette


83

caractéristique est déterminée comme la différence entre la température de début et fin des

transformations reportée en annexe III.2.2.

10-1 100 101 102 103 104 105 1060

10

20

30

40

50

60

Elimination du pic (AR): Evolution du largeur du pic (AM)

348°C 385°C 425°C 465°C 505°C

Larg

eur d

u pi

c (M

A) (°

C)

Temps de recuit (min)10-1 100 101 102 103 104 105 106

0

10

20

30

40

50

60

Larg

eur d

u pi

c (A

R) (

°C)


10-1 100 101 102 103 104 105 1060

10

20

30

40

50

(AM)

(AM)(AM)

Larg

eur d

u pi

c (R

M) (

°C)


Figure III.2.7 : Evolution de la largeur des pics (MA), (RA) et (RM).

Généralement, l’intervalle des transformations montre une diminution avec les recuits. Ceci se

traduit par des pics (MA), (AR) et (RM) plus étroits. Cependant, on note qu’à 505°C et pour

les temps assez longs, la largeur du pic (MA) tend légèrement vers une augmentation.

L’analyse comparative montre que, l’étalement de transformation le plus faible est celui de la

transformation A – R. On note également que, la transformation R – M présente l’étalement le

plus large indiquant vraisemblablement la difficulté de la propagation de la transformation.

Par contre, l’étalement du pic (MA) ne montre pratiquement pas d’évolution.

L’hystérésis en température

Les résultats présentés ci-dessous, correspondent à l’hystérésis de la transformation

martensitique définie comme la différence en température entre les pics (MA) et (RM) ou


84

(AM) (figure III.2.8). Au cours des recuits, elle diminue systématiquement avec

l’augmentation du temps et reprend sa valeur initiale (≅ 30°C) de l’état normalisé.

10-1 100 101 102 103 104 105 106

0

10

20

30

40

50

60

70

(AM)(MA)

(RM)

(MA)

348°C

385°C

425°C

465°C

505°C

Hys

téré

sis

de tr

ansf

orm

atio

n (°

C)


Figure III.2.8 : Evolution de l’hystérésis en température de la transformation martensitique.

III.2.1.3 Comparaison entre Ti-Ni(1) et Ti-Ni(2)

Comme il a été déjà démontré dans le chapitre III.1, les deux alliages Ti-Ni(1) et Ti-Ni(2)

montrent un comportement comparable. L’intérêt de cette partie est de mettre en évidence

l'influence de la composition chimique sur les propriétés caractéristiques de la transformation

martensitique. Pour cela, des traitements similaires ont été effectués sur le Ti-Ni(2). Toutefois

dans ce rapport, nous présentons uniquement le recuit à 505°C puisque la différence observée

se retrouve pour les autres recuits.

La figure III.2.9 représente l’aspect des thermogrammes obtenus après ce recuit. Nous

constatons que les transformations des deux matériaux montrent une évolution comparable.

Néanmoins, par rapport à l’alliage Ti-Ni(1), le pic (RM) évolue moins rapidement. Ainsi il

masque le pic (AR) après un temps de l’ordre de 37 heures alors que pour le Ti-Ni(1), on

estime ce temps à 4 heures. Cette tendance est systématique quelle que soit la température de

recuit. Ceci est cohérent avec le fait que l’alliage Ti-Ni(2) plus riche en Ti contient plus de

précipités type Ti4Ni2OX retardant les phénomènes de restauration recristallisation.


85

(MA)

(AR)

(RM)

(MA)

(AR)

(RM)

(MA)

(AR)(RM)

-60 -40 -20 0 20 40 60 80 100 120

Figure III.2.9 (a) et (b): Evolution des thermogrammes typique du Ti-Ni(2) obtenus en DSC

après un recuit à 505°C.

t = 10 sec

t = 4h

t = 30min

(a)

T (°C)


86

(AR)(RM)

(MA) (AM)

(MA) (AM)

(MA) -60 -40 -20 0 20 40 60 80 100 120

t = 13jours

t = 37h

(b)

t = 41jours

T (°C)


87

Par ailleurs, les températures caractéristiques des pics de transformation (MA), (AR) et (RM)

ou (AM) de Ti-Ni(2) sont inférieures à celles de l’alliage Ti-Ni(1) : figure III.2.10.

10-1 100 101 102 103 104 105

0

20

40

60

80

100

(RM)(AM)

(AR)

(AR)(RM)(AM)

(MA)

(MA)

Ti-Ni(1)

Ti-Ni(2)Tem

péra

ture

des

pic

s (°

C)


Figure III.2.10 : Evolution comparative des températures des pics (MA), (AR) et (RM) ou

(AM) de Ti-Ni(1) et Ti-Ni(2) après un rectuit à 505°C.

III.2.2 Analyse par frottement intérieur

III.2.2.1 Comportements caractéristiques correspondant à des traitements

thermiques sélectionnés par l’analyse DSC

Bien que le frottement intérieur ait fait l’objet de nombreuses études sur la transformation

martensitique de l’alliage Ti-Ni, aucun travail n’a été mené sur les séquences des traitements

thermomécaniques (laminage + traitement thermique). Nous avons donc fait des essais en

frottement intérieur pour des couples (T, t) de recuit sélectionnés qui nous ont permis

d’affiner les résultats obtenus par DSC. Rappelons que cette analyse ainsi que l’analyse par

traction sont effectuées sur l’alliage Ti-Ni(3) ″proche de Ti-Ni(2)″.

La figure III.2.11 montre un spectre typique de mesure d’amortissement et de module du

Ti-Ni(3) homogénéisé pendant 2 heures à 870°C. Le module est normé par rapport à la valeur

G0 mesuré à 100°C (état austénitique).


88

-100 -50 0 50 100

0.00

0.04

0.08

0.12

(MA)

(AM)

Chauff. Refroi.

Température (°C)

δ

-1.5

-1.0

-0.5

0.0

870°C-2h

∆G/G

0

-100 -50 0 50 100

0.00

0.04

0.08

0.12

Chauff. Refroi.

Température (°C)

δ

-1.5

-1.0

-0.5

0.0

laminé de 40%

∆G/G

0

Figure III.2.11 : Mesures de frottement intérieur δ et de module ∆G/G0 en fonction de la

température. (a) Ti-Ni(3) homogénéisé 2 heures à 870°C ; (b) Ti-Ni(3) déformé 40% à

température ambiante par laminage à froid.

Le comportement est classique et a notamment été bien analysé par Morin (Morin, 1985).

A l’état complètement martensitique, on observe un fort amortissement dû au mouvement des

joints de macles et des interfaces martensite – martensite. A l’état complètement austénitique,

on constate un amortissement très faible. Lors du refroidissement, la transformation directe

austénite → martensite se manifeste par un pic dont le maximum est de l’ordre de 0.14

associé à une chute du module de cisaillement. Au cours du chauffage, un pic

d’amortissement apparaît dont le maximum est deux fois moins important qu’au

refroidissement correspond à la transformation inverse martensite → austénite. Ce maximum

est associé à une augmentation du module.

(a)

(b)


89

Ainsi, le minimum du module se trouve au même niveau du pic (AM). On note la même

observation au chauffage par contre, il est moins prononcé au chauffage qu’au refroidissement

et en plus, il présente une dissymétrie.

Les échantillons fortement déformés (voir figure III.2.11 (b)) présentent un amortissement

très faible bien que plus important à basse température, ce qui suppose une difficulté

importante des défauts à se mouvoir (interfaces, dislocations). Les courbes se superposent à la

descente et à la montée en température confirmant les résultats de DSC à savoir, un blocage

pratiquement complet de toute transformation.

Nous avons sélectionné grâce aux études précédentes (PTE, DSC) des couples (T, t)

correspondant aux différents domaines de restauration recristallisation. Ainsi nous proposons

les couples suivants : (265°C, 1min, 4h, 41jours) ; (348°C, 1min, 4h, 37h, 13jours) et (505°C,

10sec, 1min, 80min, 37h, 13jours).

Nous décrivons d’abord les spectres obtenus à haute température représentée dans cette

section par la température 505°C. L’ensemble des spectres après ce recuit est montré sur la

figure III.2.12.

Au cours du refroidissement, les spectres d’amortissement montrent un comportement

classique est tout à fait comparable à celui observé en DSC. Deux pics d’amortissement bien

séparés représentant respectivement la transformation austénite – phase R et phase R –

martensite. Cette transformation en deux étapes a été déjà observée dans les alliages Ti-Ni

après déformation suivie de recuit par plusieurs auteurs (Mercier et Melton, 1979 ; Lin et al.,

1993 ; Morawiec et al., 1997 ; Coluzzi et al., 1999).

-100 -50 0 50 100

0,00

0,04

0,08

0,12

(RA)

(RM)

(RA)

(MR)

(a) 10sec

Chauff.

Refroi.

Température (°C)

δ

-1,5

-1,0

-0,5

0,0

∆G

/G0


90

-100 -50 0 50 100

0,00

0,04

0,08

0,12

(AR)(MA)

(RM) Chauff.

Refroi.

Température (°C)

δ

-1,5

-1,0

-0,5

0,0(b) 1min

∆G

/G0

-100 -50 0 50 100

0,00

0,04

0,08

0,12

(RM)

(AR)

(MA) Chauff. Refroi.

Température (°C)

δ

-1,5

-1,0

-0,5

0,0(c) 80min

∆G/G

0

-100 -50 0 50 100

0,00

0,04

0,08

0,12

Chauff.

Refroi.

Température (°C)

δ

-1,5

-1,0

-0,5

0,0(d) 37h(RM)

(AR)

(MA) ∆G

/G0


91

-100 -50 0 50 100

0,00

0,04

0,08

0,12

Chauff.

Refroi.

Température (°C)

δ

-1,5

-1,0

-0,5

0,0(AM)

(MA)

(e) 13jours

∆G

/G0

Figure III.2.12 : Evolution des spectres de frottement intérieur après un recuit à 505°C de :

(a) 10 secondes, (b) 1 minute, (c) 80 minutes, (d) 37 heures, (e) 13 jours.

On note que, la transformation austénite – phase R montre un pic d’amortissement bien fin et

dont le maximum est plus important que celui de la transformation phase R – martensite qui

se manifeste par un pic arrondi et étalé.

Au cours du chauffage, la transformation se manifeste par un pic double. Ce comportement

est différent de celui observé en DSC. Ceci est observé seulement après 10 secondes à 505°C.

La question qui se pose à ce niveau est : à quelle transformation correspondent les deux pics ?

Pour identifier ces deux pics, nous avons réalisé des cycles partiels pour des recuits à 505°C

de 10 secondes, 3 et 9 minutes. Dans ce rapport, nous présentons seulement le résultat de 10

secondes puisque au chauffage, les deux pics sont bien définis et au refroidissement, ils sont

bien séparés. Sur la figure III.2.13 nous avons représenté le cycle partiel en balayant en

température entre 120°C et 17°C. Nous remarquons qu’au chauffage un seul pic apparaît

associé à une chute prononcée du module. Si on compare le changement du module lié à la

transformation au chauffage et au refroidissement, on constate que non seulement ils ont la

même allure mais aussi le même niveau du minimum et diffère de celui du chauffage lors

d’un cycle complet. Mercier et al., (1981) ont montré que l’effet du module est associé à la

phase R. De plus, l’hystérésis entre les deux pics (au chauffage et au refroidissement) est

faible ce qui est typique d’une transformation A – R. Ceci prouve sans ambiguïté que le

deuxième pic au chauffage est lié à la réversibilité de la phase R et donc que la transformation

inverse se fait au moins partiellement par le chemin martensite – phase R – austénite.


92

-100 -50 0 50 100

0,00

0,04

0,08

0,12

Chauff.

Refroi.

Température (°C)

δ

-1,5

-1,0

-0,5

0,0

∆G

/G0

Figure III.2.13 : Spectre d’un cycle partiel après un recuit de 10 secondes à 505°C avec .

T =

0.65°C/min.

Après 1 minute à 505°C, les deux pics au chauffage sont superposés. A partir de ce temps, la

transformation inverse se fait totalement par le chemin classique martensite – austénite.

Avec l’augmentation du temps de maintien (à 505°C) c’est surtout la transformation phase R

– martensite qui montre une évolution remarquable. Le pic (RM) d’amortissement

correspondant augmente et s’affine en même temps qu’il se déplace vers les hautes

températures pour finir par se confondre avec le pic (AR) qui reste fixe en température tout en

diminuant en hauteur. Pour 13 jours, il n’existe qu’un seul pic (AM) au refroidissement

correspondant à la transformation directe austénite – martensite. Le pic (MA) lié à la

transformation martensite – austénite (t à 505°C > 1 minute) a une forme assez stable ; il se

déplace légèrement vers les hautes températures avec le temps de maintien.

La variation du module associée à la transformation R et la transformation martensitique au

cours du refroidissement est nettement différente : lors de la transformation austénite – phase

R, une chute bien prononcée du module se manifeste. La transformation R – M s’accompagne

d’une augmentation de celui-ci. Cette augmentation est bien mise en évidence après le

traitement de 80 minutes à 505°C. Pour les faibles temps de recuits cette variation du module

est moins évidente (voir figure III.2.12).

Il est intéressant de noter ici que, la sensibilité du frottement intérieur permet de détecter pour

10 secondes à 505°C la transformation en deux étapes au chauffage alors que ceci n’est pas

observé par DSC.

Les recuits basses températures représentés par 265°C et 348°C, permettent de mettre en

évidence les premières évolutions (voir figure III.2.14 et figure III.2.15).


93

Pour les temps courts, les spectres paraissent relativement comparables pour les deux recuits.

Au chauffage et au refroidissement, les transformations se manifestent par des bosses larges.

Ceci est attribué aux défauts qui gênent la mobilité des interfaces et diminuent également

l’amortissement (Mercier et Török, 1982). Un résultat qui confirme ceux des mesures en DSC

et montre bien la difficulté d’identifier les transformations. La séparation des deux

transformations austénite – phase R – martensite au refroidissement, commence à apparaître

après un temps assez long à 265°C (41 jours) (figure III.2.14 (b)). Au chauffage, la

transformation inverse en deux étapes martensite – phase R – austénite se fait

progressivement avec la durée du traitement. Elle se manifeste par deux maxima formés par

un épaulement et un pic. Cela est très net après 37 heures à 348°C.

Après 13 jours, le spectre du frottement intérieur est assez proche de celui obtenu après 10

secondes à 505°C.

-100 -50 0 50 100

0,00

0,04

0,08

0,12

(RM)? (MA)? (AR)?

(a) 4h

Chauff.

Refroi.

Température (°C)

δ

-1,5

-1,0

-0,5

0,0

∆G

/G0

-100 -50 0 50 100

0,00

0,04

0,08

0,12(b) 41jours

(RM)? (MA)? (AR)?

Chauff.

Refroi.

Température (°C)

δ

-1,5

-1,0

-0,5

0,0

∆G

/G0

Figure III.2.14 : Evolution des spectres de frottement intérieur après un recuit à 265°C à :

(a) 4 heures, (b) 41 jours.


94

-100 -50 0 50 100

0,00

0,04

0,08

0,12(a) 1min

(AR)?(RM)? (MA)?

Tempèrature (°C)

δ Chauff.

Refroi.

-1,5

-1,0

-0,5

0,0

∆G

/G0

-100 -50 0 50 100

0,00

0,04

0,08

0,12

(MR)(RA)

(AR)

(RM)

(b) 4h

Température (°C)

δ

Chauff.

Refroi.

-1,5

-1,0

-0,5

0,0

∆G

/G0

-100 -50 0 50 100

0,00

0,04

0,08

0,12

(c) 37h

Température (°C)

δ

Chauff.

Refroi.

-1,5

-1,0

-0,5

0,0

(RM)

(AR)(RA)(MR)

∆G

/G0


95

-100 -50 0 50 100

0,00

0,04

0,08

0,12

Temperature (°C)

δ

Chauff.

Refroi.

-1,5

-1,0

-0,5

0,0(d) 13jours

(RA)

(RM)

(MR)(AR) ∆

G/G

0

Figure III.2.15 : Evolution des spectres de frottement intérieur après un recuit à 348°C de :

(a) 1 minute, (b) 4 heures, (c) 37 heures, (d) 13 jours.

Les résultats du frottement intérieur confirment ceux obtenus en DSC. La sensibilité du

frottement intérieur est telle que l’on peut observer pour les recuits basses températures la

séquence de transformation martensite – phase R – austénite alors que la DSC ne permet pas

cette discrimination.

III.2.3 Analyse par Traction

III.2.3.1 Comportements caractéristiques correspondant à des traitements

thermiques sélectionnés par l’analyse DSC

Dans les sections précédentes nous avons montré l’effet de recuit après laminage à froid

sur le comportement de la transformation martensitique. De point de vue pratique, il nous a

paru intéressant d’étudier également la réponse mécanique liée à chaque comportement de la

transformation après les traitements appropriés.

La figure III.2.16 montre une courbe typique contrainte - déformation d’un échantillon

homogénéisé à 870°C pendant 2 heures. Dans ce cas, l’essai s’est effectué à une T < Mf (voir

le spectre de frottement intérieur). La déformation s’est produite essentiellement par

réorientation des variantes de martensite et à la fin de la réorientation, par déformation

élastique/plastique des variantes orientées. Sur la courbe, le processus de déformation

associée à la réorientation est caractérisé par un plateau suivi par un changement de pente dû à

l’achèvement du processus de réorientation.


96

0 2 4 6 8 10 12 140

200

400

600

800

1000

σ (M

Pa)

ε (%)

Figure III.2.16 : Courbe contrainte-déformation du Ti-Ni(3) après recuit de 2 heures à 870°C.

Lors du déchargement, une déformation résiduelle subsiste qui peut être recouvrée par un

simple chauffage, elle n’excède pas 5%. Le rechargement ne suit pas le même chemin que le

déchargement de telle sorte qu’une boucle d’hystérésis en déformation se développe et qui

évolue également avec le nombre de cycles.

L’effet du laminage sur le comportement mécanique de l’alliage Ti-Ni(3) est représenté

par la figure III.2.17. Le laminage de 40% fait disparaître toute déformation de réorientation

ou de plasticité, la résistance mécanique ultime augmente fortement et peut atteindre les 900

MPa.

0 2 4 6 8 10 12 140

200

400

600

800

1000

σ(M

Pa)

ε(%) Figure III.2.17 : Courbe contrainte-déformation du Ti-Ni(3) après laminage de 40% à froid.


97

Les figures III.2.18, III.2.19, III.2.20 et III.2.21 montrent les courbes contrainte –

déformation obtenues après les traitements sélectionnés : 265°C pendant (4 heures et 41

jours) ; 348°C pendant (1 minute, 4 heures, 4 jours) ; 425°C pendant (1 minute, 4 heures, 4

jours) et 505°C pendant (10 secondes, 1 minute, 37 heures).

Dans la gamme des basses températures de traitements (265°C et au début de 348°C), les

courbes contrainte – déformation sont caractérisées par une forme parabolique représentant

l’effet pseudoélastique par induction et/ou réorientation de martensite à l’état initial (la phase

R ou la martensite n’étant pas bien clair selon les mesures de DSC ou de frottement intérieur).

La déformation totale des échantillons augmente avec la durée du traitement alors que la

contrainte (pour une même déformation) diminue également.

0 2 4 6 8 10 12 140

200

400

600

800

1000

σ (M

Pa)

ε (%)

0 2 4 6 8 10 12 140

200

400

600

800

1000

σ (M

Pa)

ε(%) Figure III.2.18 : Evolution des courbes contrainte-déformation du Ti-Ni(3) après un recuit à

265°C de : (a) 4 heures ; (b) 41 jours.

(a)

(b)


98

0 2 4 6 8 10 12 140

200

400

600

800

1000

σ(M

Pa)

ε(%) Figure III.2.19 (a): Evolution des courbes contraintes-déformation du Ti-Ni(3) après un

recuit à 348°C de 1 minute.

Avec l’augmentation du temps à 348°C (4 heures et 4 jours), les courbes changent du

comportement. Elles sont caractérisées par une transformation en deux étapes. Ce

comportement s’explique de la façon suivante : à la température de l’essai, l’alliage après

traitement est dans l’état de phase R (voir les spectres III.2.15 (b) et (c) de frottement

intérieur). Le premier pseudo pallier de la courbe correspond donc à la réorientation de la

phase R limitée à moins de 0.5%, il y a ensuite déformation élastique de la phase R, enfin

l’induction de la martensite par la contrainte intervient. Cette dernière contrainte diminue avec

le temps de recuit (figure III.2.20) ce qui est logique d’après la loi de Clausius Clapeyron

puisque la température de la transformation martensitique se rapproche alors de la

température de mesure. Ce comportement est également observé au début de recuit à 505°C

(voir figure III.2.21 (a)).

(a)


99

0 2 4 6 8 10 12 140

200

400

600

800

1000σ(

MPa

)

ε(%)

0 2 4 6 8 10 12 140

200

400

600

800

1000

σ (M

Pa)

ε (%)

Figure III.2.19 (b) et (c): Evolution des courbes contrainte-déformation du Ti-Ni(3) après un

recuit à 348°C de : (b) 4 heures ; (c) 4 jours.

(b)

(c)


100

0 2 4 6 8 10 12 140

200

400

600

800

1000

σ(M

Pa)

ε(%)

0 2 4 6 8 10 12 140

200

400

600

800

1000

σ(M

Pa)

ε(%)

0 2 4 6 8 10 12 140

200

400

600

800

1000

σ(M

Pa)

ε(%) Figure III.2.20 : Evolution des courbes contrainte-déformation du Ti-Ni(3) après un recuit à

425°C de : (a) 1 minute, (b) 4 heures, (c) 4 jours.

(b)

(c)

(a)


101

Il est intéressant de noter que, la contrainte critique de réorientation de la phase R est plus

faible que celle de la martensite de plus, elle est pratiquement constante avec le recuit.

Pour le vieillissement de 4 jours à 505°C1, on observe un comportement similaire à celui

correspondant à l’état normalisé avec cependant un niveau de contrainte plus faible. Cela

s’explique par le fait que, la température de l’essai dans le premier cas se trouve au milieu de

la transformation austénite – phase R alors qu’elle est dans l’état complètement martensitique

pour le second.

0 2 4 6 8 10 12 140

200

400

600

800

1000

σ(M

Pa)

ε(%)

0 2 4 6 8 10 12 140

200

400

600

800

1000

σ (M

Pa)

ε (%)

Figure III.2.21 (a) et (b): Evolution des courbes contrainte-déformation du Ti-Ni(3) après un

recuit à 505°C de : (a) 10 seconde ; (b) 1 minute.

1 Les décrochements observés pour les fortes déformations sont dus à un glissement des attachements de l’extensomètre.

(b)

(a)


102

0 2 4 6 8 10 12 140

200

400

600

800

1000

σ (M

Pa)

ε (%)

0 2 4 6 8 10 12 140

200

400

600

800

1000

σ (M

Pa)

ε (%)

Figure III.2.21 (c) et (d): Evolution des courbes contrainte-déformation du Ti-Ni(3) après un

recuit à 505°C de : (c) 37 heures ; (d) 4 jours.

(c)

(d)


103



L’ALLIAGE Ti-Ni EQUIATOMIQUE III.3 Synthèse, analyse et interprétation

Nous venons de montrer par différentes techniques la sensibilité de la microstructure aux

traitements thermomécaniques. Cette évolution microstructurale influence fortement la

transformation martensitique. Dans cette partie, nous mettons en évidence la relation qui

existe entre microstructure et transformation martensitique.

III.3.1 Corrélation microstructure – transformation martensitique

Notre étude a porté tout d’abord sur la microstructure dans une large gamme de

température et de temps de recuit, ensuite sur l'influence de l’état microstructural sur la

transformation martensitique. La figure III.3.1 rappelle la démarche suivie.

Traitements ThermomécaniquesDéformation plastique (laminage à froid) + Recuit ( ≠ T, ≠ t)

DSC, FI, Traction

Transformation Martensitique Etat Microstructuralcorrélation

HV, PTE, MET

Figure III.3.1 : Démarche adoptée.


104

Les variations du pouvoir thermoélectrique (PTE) pour un alliage donné (Ti-Ni(1), Ti-

Ni(2), Ti-Ni(3)) au cours des isothermes ont permis de mettre en évidence deux stades de recuit.

Le premier stade caractéristique d’une énergie d’activation apparente de l’ordre de 2.80eV

(2.60eV pour le Ti-Ni(2), proche de Ti-Ni(3)) est lié à un phénomène de restauration -

transformation. Le deuxième stade, caractérisé par une énergie d’activation apparente de

l’ordre de 3.50eV (3.70eV pour le Ti-Ni(2), proche de Ti-Ni(3)) est associé au phénomène de

recristallisation. L’existence de ces deux stades est étayée par les observations

microscopiques (chapitre III.1).

L’évolution de la transformation martensitique caractérisée par DSC montrent trois zones

de recuit (chapitre III.2) correspondant à un comportement macroscopique différent.

Les recuits de restauration correspondent à la zone I pour laquelle les transformations sont

mal définies. Les traitements de recristallisation sont associés aux zones II et III. Dans la zone

II, une transformation en deux étapes a lieu au refroidissement. Le pic (AR) est bien défini, le

pic (RM) relativement étalé voit sa température croître avec l’avancement du recuit et sa

largeur diminuer. Le pic (MA) est bien défini et évolue peu. Le début de la zone III

correspond à la disparition du pic (AR) : la transformation martensitique se fait en une seule

étape (AM) dont la température n’évolue plus. Cette transition correspond approximativement

d’une part, à la disparition des contraintes internes dans les grains et d’autre part, à la fin de

décroissance de la microdureté. Par exemple pour l’alliage Ti-Ni(2) cette transition se situe

vers 37 heures à 505°C. On peut synthétiser cet ensemble d’observations par le tableau III.3.2.

C’est dans la zone II qu’il existe une évolution remarquable des transformations. Ceci est

vrai en particulier pour la transformation R – M. La température du pic (RM) évolue avec

l’avancement de la recristallisation. Comme nous l’avons vu au chapitre III.1, nous pouvons

caractériser cet état d’avancement par le PTE et il est alors intéressant de tracer la courbe de

PTE en fonction de la température du pic (RM) : figure III.3.3. On constate que dans la zone

II, il existe une bonne corrélation entre le PTE et la température du pic (RM). Ceci confirme

que d’une part, le PTE est un bon indicateur de l’état microstructural du Ti-Ni et d’autre part,

qu’à chaque état microstructural correspond à un comportement de transformation ; ce

comportement est caractérisé ici par la température du pic (RM) mais cela va plus loin

notamment, au niveau de l’allure des pics de DSC comme de frottement intérieur.


105

Figure III.3.2 : Relation entre évolution microstructurale et transformation martensitique.

ME

T

PTE

1er S

tade

Rec

rista

llisa

tion

croi

ssan

ce d

e gr

ains gr

ains

exe

mpt

s de

cont

rain

tes i

nter

nes

grai

ns a

vec

cont

rain

tes i

nter

nes

50 n

m40

00 n

m

??

(AM

)

(AM

)(A

M)

(AR

)

(RM

)

(AM

)

DSC

HV

300

Déc

rois

sant

e

Con

stan

te

Zon

eI

Zon

eII

Zon

eII

I

Ea∼

3.6e

V

2e Sta

de

Ea∼

2.7e

V


106

-20 -10 0 10 20 30 40 50 60 7013,5

14,0

14,5

15,0

15,5

16,0

16,5

17,0 Zone IIIZone IIZone I

505°C

465°C

425°C

385°C

348°C

PT

E (

µV/°

C)

Température du pic (RM) (°C)

Figure III.3.3 : Corrélation entre PTE et température du pic (RM) déterminée par DSC.

Nous avons établi que l'évolution du PTE dans le deuxième stade obéit à une loi de

Jonhson-Melh ce qui suppose en particulier une relation d’équivalence des couples temps –

température :

Pour une même valeur de PTE (microstructure), le produit kt = cste

Or csteTkEtkkt

B

a =−

= exp0

soit csteTkEt

B

a =−

⋅ exp

Compte tenu de la corrélation quasi linéaire de la figure III.3.3, cette relation est aussi valable

pour une température du pic (RM) donnée et plus généralement pour un comportement de

transformation donnée.

De façon pratique, si un recuit (t1, T1) donne un comportement de transformation, ce même

comportement pourra être obtenu pour un recuit (t2, T2) tel que :


107

22

11 expexp

TkEt

TkEt

B

a

B

a −=

−

ou ⎟⎟⎠

⎞⎜⎜⎝

⎛−=

212

1 11lnTTk

Ett

B

a avec Ea ≈ 3.6eV

Cette relation est la quantification des équivalences (t, T) que nous avons remarquées lors des

mesures de DSC. Sur les tableaux ci-dessous, nous proposons deux exemples donnés

respectivement par le calcul (avec Ea ≈ 3.6eV) et par l’expérience (thermogrammes de DSC).

Valeurs estimées par calcul

t (min) 1 18 470

(∼ 8h)

17910

(∼ 13 jours)

787087

(∼ 546 jours)

T (K) 778

(505°C)

738

(465°C)

698

(425°C)

658

(385°C)

621

(348°C)

Valeurs estimées par expérience

t (min) 1 30 240-720

(4h-12h)

19683

(∼ 13 jours)

T (K) 778

(505°C)

738

(465°C)

698

(425°C)

658

(385°C)

III.3.2 Analyse et interprétation

Le laminage à froid dans l’état martensitique conduit d’abord à une réorientation des

variantes puis à une déformation plastique qui engendre des défauts type dislocation. La

densité de ces défauts augmente avec le taux de déformation plastique. Ils affectent

sensiblement la transformation martensitique et par conséquent, ses propriétés

caractéristiques. Un laminage sévère de 40% bloque totalement la transformation

martensitique par la présence de ces défauts. Les traitements thermiques effectués après

laminage peuvent avoir des effets différents sur la transformation martensitique suivant le

choix des couples (T, t).


108

Les recuits à basse température (zone I) ne restaurent pas de façon significative la

transformation martensitique. Lin et ses collaborateurs (Lin et al., 1991) ont montré qu’un

laminage sévère de 31% suivi d’un chauffage à une température de l’ordre de 250°C fait

disparaître la martensite stabilisée en la transformant en austénite mais, les dislocations

induites par laminage subsistent. Ce résultat et en bon accord avec les nôtres et est bien mis en

évidence par la présence d’un large pic (MA) pendant tous les traitements de restauration

alors que la transformation au refroidissement est très étalée et peu visible en DSC.

Plusieurs études montrent que, l’apparition de la phase R est la conséquence de la présence

des défauts type dislocation (Abujudom et al., 1990 ; Y. Liu, 1990 ;Wu et al., 1996 ;

Hornbogen et Kobus, 1996 ; Larnicol, 1997). Elle nuclée préférentiellement dans les régions

de concentration de contrainte (Fukuda et al., 1992). Or, il s’avère qu’elle s’initie

difficilement s’il y a une forte densité de défauts. Effectivement, elle n’apparaît pas juste

après déformation mais, au cours des recuits basse températures (265°C et 305°C). Ce résultat

corrobore celui de Larnicol, 1997. On note que dans ce stade de recuit, le pic (AR) reste

relativement large.

L’augmentation de la température ou de temps de recuit (zone II) a un effet significatif

sur la transformation martensitique notamment, la transformation R – M : pic (RM).

Rappelons que ces recuits correspondent au premier stade de recristallisation. Nos résultats

montrent que dans cette zone, la transformation phase R – martensite apparaît à basse

température avec un pic (RM) relativement large qui croit en température et s’affine avec le

temps pour une température de recuit donnée. Ce comportement est vraisemblablement lié à

la microstructure formée de grains de petite taille (taille nanométrique) et présentant des

contraintes internes. Il existe peu d’études concernant l’influence de la taille de grain sur les

températures de transformation martensitique. Motohashi et ses collaborateurs ont étudié

l’effet de la taille des grains sur la température Ms pour l’alliage Ti-50.2at%Ni dans une

gamme qui varie entre 4µm et 50µm. Les différentes tailles de grain sont obtenues par recuit à

725 et 1000°C pendant des temps différents.

Ils ont montré que, pour les tailles de grain inférieures à 15 µm, Ms diminue lorsque la taille

des grains augmente (moins de 20K). Alors que pour les tailles supérieures à 15 µm, Ms

augmente faiblement avec le grossissement de la taille des grains (Motohashi et al., 1992).

Ces résultats semblent en contradiction avec ceux de cette étude cependant, il faut remarquer

que le domaine étudié est différent. Celui étudié par Motohashi correspond plutôt à notre zone

III. En effet, les tailles de grains que nous obtenons sont beaucoup plus petites dans la zone II

qui nous intéresse ( de 50nm à 500nm = 0.5µm). Ceux-ci sont le siège de contraintes internes.


109

De façon générale l’existence de petits grains, donc d’une grande surface de joint favorise la

nucléation de la transformation martensitique (augmentation de Ms), par contre à cause des

incompatibilités de déformation aux joints de grains, on emmagasine de la déformation

élastique et la croissance de la martensite est gênée alors que la ‘‘décroissance’’ est favorisée.

De plus, avant transformation, les grains sont le siège de contraintes liées à la présence de

dislocations qui sont des freins à la propagation des interfaces aussi bien au refroidissement

qu’au chauffage.

Lors de la transformation directe (refroidissement), pour les petits grains avec contraintes

internes :

La nucléation est favorisée (facteur d’augmentation en température)

La croissance de martensite est défavorisée :

incompatibilité de déformation (facteur d’abaissement fort et

d’élargissement en température)

frein à la propagation (facteur d’élargissement qui s’ajoute)

Lors de la transformation inverse (chauffage) :

La nucléation n’est pas en jeu (retour des interfaces)

La décroissance de martensite est :

favorisée par les incompatibilités de déformation

défavorisée par les freins à la propagation

Ceci pourrait expliquer qualitativement les caractéristiques et l’évolution observées à savoir :

une transformation martensitique directe assez étalée et rejetée vers les basses températures

alors que la transformation inverse est moins étalée et évolue peu en température.

Le pic (AR) est dû à la transformation austénite – phase R et ne change pas de position en

température. Les études rapportées dans la littérature montrent que, les défauts introduits soit

par cyclage thermique soit par laminage contribuent à l’apparition de la phase R (Abujudom

et al., 1990 ; Matsumoto, 1991 ; Thoma et al., 1992). Nos observations microscopiques

mettent bien en évidence la présence des contraintes internes. La phase R persiste tout au long

de ce stade. Elle disparaît en même temps que la disparition des contraintes internes dans les

grains (zone III). Ceci est compatible avec l’interprétation précédente.

Chapitre IV: Effets du vieillissement après trempe de l’alliage Ti-51.5at% Ni

110

CCCHHHAAAPPPIIITTTRRREEE IIIVVV

EFFETS DU VIEILLISSEMENT APRES TREMPE DE L’ALLIAGE Ti-51.5at%Ni

IV.1 Comportement de la transformation martensitique

IV.1.2 Analyse par DSC IV.1.3 Analyse par frottement intérieur

IV.2 Analyse des résultats

L’étude par frottement intérieur présentée dans le chapitre III.2 concernant l’alliage Ti-

49.20at%Ni, nous a permis de mettre en évidence un changement de module différent pour

chaque transformation A – R et R – M. Cette caractéristique, nous a conduit à étudier l’alliage

Ti-51.5at%Ni qui présente les mêmes transformations afin d’éclaircir en particulier ce

phénomène. L’étude est effectuée tout d’abord par DSC et puis par frottement intérieur. Par

souci de ne pas alourdir ce travail, nous allons présenter qualitativement le vieillissement

effectué uniquement à 505°C.

IV.1 Comportement de la transformation martensitique

IV.1.1 Analyse par DSC

Les échantillons primitivement homogénéisés à 870°C pendant 2 heures subissent un

traitement de vieillissement à 505°C pendant des temps cumulatifs.

Le thermogramme des échantillons homogénéisés ne présente aucun pic de transformation

dans la gamme de température d’exploitation (entre –170°C1 et 120°C). Ce résultat nous a

surpris et nous a laissé penser que, la transformation se déroule à basse température inférieure

à –170°C.

Le vieillissement à 505°C fait apparaître pour t < 9 minutes (figure IV.1(a)) un pic très

large qui par continuité avec les traitements longs peut être identifié comme étant le pic (AR)

((RA) au chauffage). A partir de 9 minutes, on distingue nettement au refroidissement comme

au chauffage la séquence A – R – M par les deux pics (AR) et (RM).

1 La température (–170°C) est la valeur la plus basse que nous pouvons atteindre dans notre appareil.


111

On note que pour les temps courts, les pics (MR) et (RM) sont bien nets par contre, les pics

(RA) et (AR) sont relativement étalés.

-1 4 0 -1 2 0 -1 0 0 -8 0 -6 0 -4 0 -2 0 0 2 0 4 0 6 0 8 0 1 0 0 1 2 0

(MR)

(a)

t = 30min

t = 9min

t = 1min

t = 3min

(RA)

(AR)(RM) (MR)

(RA)

(AR) (RM)

(AR)

(RA) (MR) ?

(AR)

(RA)

T (°C)


112

-1 4 0 -1 2 0 -1 0 0 -8 0 -6 0 -4 0 -2 0 0 2 0 4 0 6 0 8 0 1 0 0 1 2 0

(b)

t = 4 h

(AR)

(MR)

t = 80 min

(RA)

(RM)

(AR)

(RM)

(MA)

T (°C)


113

-1 4 0 -1 2 0 -1 0 0 -8 0 -6 0 -4 0 -2 0 0 2 0 4 0 6 0 8 0 1 0 0 1 2 0

(c)

(MA)

(MA)

(AR)

t = 13 jrs

t = 37 h

(RM)

(AR)

(RM)

Figure IV.1. (a), (b) et (c): Evolution des thermogrammes typique du Ti-51.5at%Ni obtenus en

DSC après le vieillissement à 505°C.

T (°C)


114

Avec l’augmentation de la durée de maintien, plusieurs constatations peuvent être tirées :

Les pics (AR) et (RA) deviennent plus nets ; ils gardent sensiblement la même température

avec une hystérésis de quelques degrés. Le pic (RA) disparaît après 80 minutes de traitement.

Les pics (RM) et (MR) n’apparaissent qu’après 9 minutes car ils sont sans doute à trop basse

température pour être observés pour les temps plus courts ; Ils se déplacent fortement vers les

hautes températures avec le temps de façon plus marquée pour le pic (RM) ce qui correspond

à une diminution de l’hystérésis. Au-delà de 80 minutes, le pic (MR) se confond avec le pic

(RA) pour ne former que le pic (MA).

Après 13 jours, on observe au refroidissement la séquence pic (AR) – pic (RM) très

rapprochés et au chauffage seulement le pic (MA).

IV.1.2 Analyse par frottement intérieur

Les mesures du frottement intérieur de l’alliage Ti-51.5at%Ni sont effectuées sous les

conditions décrites dans le chapitre II en balayant en température entre –120°C2 et 100°C.

D’après les spectres illustrés par la figure IV.2, nous constatons que pour des traitements

courts inférieurs à 4 heures, la mesure du frottement intérieur révèle une transformation en

deux étapes voire même trois au refroidissement pendant qu’au chauffage, il apparaît que

deux pics très rapprochés.

La transformation A – R au refroidissement se manifeste par un pic d’amortissement bien

défini suivi par la transformation R – M (un épaulement pour 30 minutes et 80 minutes

semble montrer deux étapes). La transformation au chauffage se manifeste par un pic

relativement étalé suivi d’un pic plus aigu partiellement confondus. Vraisemblablement, le

premier pic est le pic (MR) et le second (RA) ; la séparation des pics n’est pas évidente.

La séquence de la transformation après 4 heures devient : M – A au chauffage et A – R – M

au refroidissement.

Au cours du vieillissement, il apparaît clairement des évolutions sur les spectres du frottement

intérieur et le changement du module. En effet, le pic (MA) au chauffage diminue en

étalement et évolue peu en amortissement. Au refroidissement, le pic (AR) devient de plus en

plus fin et augmente en hauteur, sa température évolue peu. Le pic (RM) évolue vers les

hautes températures. L’écartement entre les deux pics (AR) et (RM) diminue.

2 Pour la même raison que la DSC, nous ne pouvons pas descendre moins en température.


115

On retrouve ainsi des évolutions assez similaires à celles observées lors de recuits après

déformation plastique du Ti-49.2at%Ni. Cependant, la différence essentielle se trouve au

niveau du module : alors que pour des recuits après déformation plastique du Ti-49.2at%Ni la

transformation martensitique R – M se manifeste par une croissance du module (voir figure

III.2.12 (b), (c), (d)). La transformation R – M obtenue dans l’alliage Ti-51.5at%Ni revenu se

manifeste par une chute du module (figure IV.2 (a), (b), (c)).

-120 -80 -40 0 40 80 120

0,00

0,02

0,04

0,06

0,08

(RA)(MR)?(RM)

(AR)

(a) 30min

Chauff.

Refroi.

Température (°C)

δ

-0,8

-0,6

-0,4

-0,2

0,0

∆G

/G0

-120 -80 -40 0 40 80 120

0,00

0,02

0,04

0,06

0,08

Chauff.

Refroi.

Température (°C)

δ

-0,8

-0,6

-0,4

-0,2

0,0

(MR)?

(RA)

(AR)(MR)

(b) 80 min

∆G

/G0


116

-120 -80 -40 0 40 80 120

0,00

0,02

0,04

0,06

0,08

(MR)(RA)

(AR)(RM)

(c) 4 h

Chauff.

Refroi.

Température (°C)

δ

-0,8

-0,6

-0,4

-0,2

0,0

∆G

/G0

-120 -80 -40 0 40 80 120

0,00

0,02

0,04

0,06

0,08

(MA)(RM)

(AR)(d) 37 h

Chauff.

Refroi.

Température (°C)

δ

-0,8

-0,6

-0,4

-0,2

0,0

∆G

/G0

-120 -80 -40 0 40 80 120

0,00

0,02

0,04

0,06

0,08

Chauff.

Refroi.

Température (°C)

δ

-0,8

-0,6

-0,4

-0,2

0,0

(MA)

(AR)

(RM)

(e) 13jours

∆G

/G0

Figure IV.2 : Evolution des spectres de frottement intérieur après un vieillissement à 505°C

de : (a) 30 minutes, (b) 80 minutes, (c) 4 heures, (d) 37 heures, (e) 13 jours.


117

IV.2 Analyse des résultats

La formation des précipités riches en Ni provoque deux effets (Xie et al., 1990 ; Chen et

al., 1993 ; Yinong et al., 1997) : l’appauvrissement de la matrice en Ni et l’introduction d’un

champ de contrainte. Ishida et ses collaborateurs ont étudié par microscopie électronique

l’évolution de la taille des précipités dans un alliage Ti-51.3at%Ni qui est proche de la

composition de l’alliage étudié. Ils ont montré que la taille des précipités croît avec

l’augmentation de température ou de temps du traitement effectué (Ishida et al., 1996).

Pour les temps courts, les fins précipités se forment de façon dispersée et cohérente dans la

matrice d’austénite. Ces précipités créent au voisinage de l’interface précipité/matrice des

contraintes internes localisées (Bataillard, 1996).

Bataillard a montré que le gradient de concentration de contrainte diminue au fur et à mesure

qu’on s’éloigne du précipité. Par conséquent, la transformation inverse se fait par le passage

de la phase R au voisinage des précipités et directement dans les régions éloignées. Nos

résultats sont en accord avec cette interprétation. En effet, juste après trempe aucun pic de

DSC n’est observé et les pics (AR) et (RA) n’apparaissent que progressivement au cours du

recuit c’est à dire, avec l’avancement de la précipitation.

Pour les temps de vieillissement 30 et 80 minutes, le pic (RM) de frottement intérieur est

dédoublé ce qui rend compte d’une transformation en deux étapes. Cette transformation

multiple a été déjà observée et a fait l’objet de nombreuses études (Favier et al., 1993 ;

Bataillard et Gotthardt, 1995 ; Yinong et al., 1997 ; Xuan et al., 1998). Nos résultats en DSC

ne reflètent aucune anomalie sur le pic (RM) sans doute par manque de sensibilité.

Nous avons déjà remarqué un comportement de module différent pour la transformation

R – M dans les alliages Ti-49.2at%Ni (déformation plastique + recuit) et Ti-51.5at%Ni

(trempe + recuit).

L’alliage Ti-49.2at%Ni présente lors de la transformation R – M lorsqu’elle existe

une augmentation de module.

L’alliage Ti-51.5at%Ni présente lors de la transformation R – M lorsqu’elle existe

une diminution de module.

Ce comportement différent peut s’expliquer par la différence de composition. Par ailleurs le

Ti-49.2at%Ni proche de la composition équiatomique (l’excès de Ti est absorbé par Ti2NiOx

ne change pas de composition au cours des recuits alors que, le Ti-51.5at%Ni voit la

composition de sa matrice diminue en Ni avec les recuits. Lorsque l’on observe la

transformation R – M, cette composition a évolué par rapport à la composition nominale mais,


118

la teneur en Ni reste supérieure à 50%. En outre, pour le vieillissement de 13 jours pour lequel

le pic de frottement intérieur (RM) reste séparé du pic (AR), on n’observe plus de diminution

de module correspondant au pic (RM). Ceci pourrait alors s’expliquer par le fait que la

composition de la matrice se rapproche de la composition équiatomique.

Le comportement du module lors de la transformation A – R ou R – A est tout à fait

comparable dans le cas des deux alliages. Il se produit une chute très importante du module au

cours de la transformation. Ceci pourrait s’expliquer par le fait que la transformation A – R

est proche d’une transformation de second ordre et induite par mode mou. Selon Li et al.

(1991 part I, part II), ce mode mou est favorisé par les contraintes internes crées par les

précipités Ti11Ni14 dans un alliage riche en Ni (Ti-51.5at%Ni) ou par les défauts induits par le

cyclage thermique dans un alliage proche de la composition équiatomique (Ti-50.3at%Ni).

Dans notre cas, les défauts dans l’alliage Ti-49.20at%Ni sont introduits par le traitement

thermomécanique. On peut donc dire en conclusion que la transformation A – R/R – A est

vraisemblablement induite par mode mou favorisé par les contraintes internes. Par contre le

comportement du module lors de la transformation R – M exclut toute participation de mode

mou.

Conclusion générale

119

CONCLUSION GENERALE

Ce travail est une étude exhaustive de l’effet des recuits après déformation plastique du

Ti-Ni à l’ambiante dans une gamme de température allant de 265 à 505°C pour des temps

variant de 10 secondes à 120 jours. Elle a mobilisé de nombreuses techniques

expérimentales : DSC, frottement intérieur, PTE, HV et microscopie électronique qui ont

permis de mettre en évidence trois zones de recuits caractérisés par les couples (T, t).

Zone I de restauration – transformation martensitique inverse conduisant à des

transformations displacives (R et martensitique) mal définies.

Une énergie d’activation apparente de l’ordre de 2.7eV mesurée par PTE est

associée à cette zone d’évolution.

Zone II de recristallisation et croissance de grains ‘‘contraints’’ correspondant à

des transformations nettes et très sensibles au traitement.

Une énergie d’activation apparente de l’ordre de 3.6eV mesurée par PTE est

associée à cette zone d’évolution.

Il a été montré qu’il existe dans cette zone, une relation quasi linéaire entre le PTE et la

température du pic (RM) caractéristique de l’évolution de l’allure des transformations ce

qui conduit, à une loi d’équivalence temps – température permettant la prédiction de l’effet

d’un traitement nouveau.

Le PTE s’est révélé comme un indicateur très fiable et très simple à utiliser pour caractériser

l’état microstructural du Ti-Ni laminé puis recuit et par conséquent, pour prédire le

comportement en transformations. On a notamment grâce au PTE pu tracer une courbe dans

l’espace (T, t) délimitant les stades de restauration et de recristallisation.

Zone III de croissance de grains exempts de contraintes correspondant à une

transformation unique (martensitique) peu sensible au traitement.

Enfin, l’utilisation des trois alliages d’origine différente (composition chimique

légèrement différente) ne montrent pas de différences sensibles ce qui est une confirmation du

caractère générale des résultats pour l’alliage Ti-Ni.

Suite à ces résultats, il sera intéressant d’étudier les propriétés thermomécaniques (effet

mémoire, superélasticité, effet sur la vie de fatigue….) dans les zones I et II.

On pourra aussi d’étendre la démarche à l’alliage Ti-Ni-Cu très utilisé et exempt de

transformation A – R/A – R.

Annexe

120

AAANNNNNNEEEXXXEEE

Annexe II.1

Mesure des températures de transformation de phases par DSC Annexe III.1

Evolution des thermogrammes obtenus par DSC à différents recuits Annexe III.2

Températures caractéristiques de début et fin des transformation

Annexe

121

Annexe II.1 : Mesure des températures de transformation de phases par DSC

Pic50%Pic50%

Annexe

122

Annexe III.1 : Evolution des thermogrammes obtenus par DSC à différents recuit

(MA)

(??)

(MA)

(AR)(RM)

(MA)

(AR)(RM)

(MA)

(AR)(RM)

(MA)

(AR)(RM)

(MA)

(AR)(RM)

(MA)

(AR)(RM)

-60 -40 -20 0 20 40 60 80 100 120

Figure III.2.1: Evolution des thermogrammes typique obtenus du Ti-Ni(1) en DSC après un

rectuit à 305°C.

t = 1min

t = 30min

t = 4h

t = 37h

t = 4jours

t = 13jours

t = 41jours

Annexe

123

(MA)

(AR)(RM)

(MA)

(AR)

(RM)

(MA)

(AR)

(RM)

(MA)

(AR)

(RM)

(MA)

(AR)

(RM)

(MA)

(AR)

(RM)

-60 -40 -20 0 20 40 60 80 100 120


rectuit à 385°C

t = 13jours

t = 1min

t = 30min

t = 4h

t = 37h

t = 41jours

Annexe

124

(MA)

(AR)

(RM)

(AR)

(MA)

(RM)

(MA)

(AR)

(AR)

-60 -40 -20 0 20 40 60 80 100 120

Figure III.2.3 (a) et (b) : Evolution des thermogrammes typique du Ti-Ni(1) obtenus en DSC

après un rectuit à 465°C.

(a)

t = 1min

t = 80min

t = 4h

Annexe

125

(MA)

(AR)(RM)

(MA)

(AM)

(AM)

(AM)

-60 -40 -20 0 20 40 60 80 100 120

(b)

t = 13h

t = 37h

t = 13jours

Annexe

126

Annexe III.2.2 : Températures caractéristiques de début et fin des transformations

10-1 100 101 102 103 104 105 106

-60

-30

0

30

60

90

348°C

385°C

425°C

465°C

505°C

As (

°C)


10-1 100 101 102 103 104 105 106

-60

-30

0

30

60

90

348°C

385°C

425°C

465°C

505°C

Af (

°C)


Annexe

127

10-1 100 101 102 103 104 105 106

-60

-30

0

30

60

90

348°C

385°C

425°C

465°C

505°C

R

s (°C

)


10-1 100 101 102 103 104 105 106

-60

-30

0

30

60

90

348°C

385°C

425°C

465°C

505°C

Rf (

°C)


Annexe

128

10-1 100 101 102 103 104 105 106

-60

-30

0

30

60

90

348°C

385°C

425°C

465°C

505°C

MsMs

Ms

M

' s (°C

)


10-1 100 101 102 103 104 105 106

-60

-30

0

30

60

90

348°C

385°C

425°C

465°C

505°C

Mf

Mf

Mf

M' f (

°C)


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THESE SOUTENUE DEVANT L'INSTITUT NATIONAL DES SCIENCES APPLIQUEES DE LYON NOM : KHELFAOUI DATE DE SOUTENANCE

Prénom : Fadila 05 décembre 2000

TITRE : Effet des traitements thermomécaniques sur les transformations

displacives de l’alliage Ti-Ni

NATURE : Doctorat Numéro d'ordre : 2000ISAL0080

Formation doctorale : Génie des Matériaux

Cote B.I.U. -LYON : T 50/210/19 / et bis CLASSE : RESUME :

Les alliages base Ti-Ni à mémoire de forme sont très sensibles aux traitements thermomécaniques subis préalablement : laminage à froid et recuits. Ces traitements utilisés dans la littérature n’ont cependant pas été étudiés systématiquement. Le but du travail est d’optimiser les traitements thermomécaniques pour obtenir des propriétés de transformations displacives bien caractérisées et reproductibles. Il s’agit d’identifier et de comprendre les phénomènes qui se produisent lors de ces traitements thermomécaniques dans des alliages Ti-Ni proches de la composition équiatomique. Pour cela, l’étude à été effectuée dans un large éventail de températures (265°C-505°C) et de temps de recuit (10 secondes-120 jours).

Grâce à la sensibilité du pouvoir thermoélectrique (PTE) non utilisé à ce jour pour ce type d’alliage, deux stades de recuit ont été déterminés et caractérisés respectivement par une énergie d’activation apparente de l’ordre de 2.7eV et de 3.6eV. Ces deux stades sont identifiés par microscopie électronique en transmission comme étant les stades de restauration et de recristallisation. L’effet des recuits de restauration et de recristallisation sur la transformation martensitique caractérisée par analyse thermique (DSC) et frottement intérieur a également été étudié. Trois zones de recuit associées à différents comportements macroscopiques de la transformation martensitique ont été observées. Ces comportements correspondent bien à l’évolution microstructurale caractérisée par les diverses techniques.

D’un point de vue pratique, deux résultats ont été établis : Une courbe séparant les domaines de restauration et de recristallisation dans le plan (T, t) Une loi d’équivalence temps – température permettant de définir différents traitements

conduisant au même état microstructural et au même comportement de transformation. MOTS-CLES : Transformation martensitique, alliage NiTi, microstructure, traitement thermomécanique, énergie activation, pouvoir thermoélectrique (PTE), analyse thermique (DSC), frottement intérieur Laboratoire(s) de recherche : Groupe d'Etudes de Métallurgie Physique et de Physique des Matériaux - INSA de Lyon

Directeur de Thèse : G. GUENIN

Président de jury : Composition de jury : R. GOTTHARDT G. GUENIN P. MERLE M. MORIN V. PELOSIN R. PORTIER B. PRANDI

Effet des traitements thermomécaniques sur les transformations displacives de l'alliage Ti-Ni

Les alliages base Ti-Ni à mémoire de forme sont très sensibles aux traitements

thermomécaniques subis préalablement : laminage à froid et recuits. Ces traitements utilisés dans la littérature n’ont cependant pas été étudiés systématiquement. Le but du travail est d’optimiser les traitements thermomécaniques pour obtenir des propriétés de transformations displacives bien caractérisées et reproductibles. Il s’agit d’identifier et de comprendre les phénomènes qui se produisent lors de ces traitements thermomécaniques dans des alliages Ti-Ni proches de la composition équiatomique. Pour cela, l’étude à été effectuée dans un large éventail de températures (265°C-505°C) et de temps de recuit (10 secondes-120 jours).

Grâce à la sensibilité du pouvoir thermoélectrique (PTE) non utilisé à ce jour pour ce type d’alliage, deux stades de recuit ont été déterminés et caractérisés respectivement par une énergie d’activation apparente de l’ordre de 2.7eV et de 3.6eV. Ces deux stades sont identifiés par microscopie électronique en transmission comme étant les stades de restauration et de recristallisation. L’effet des recuits de restauration et de recristallisation sur la transformation martensitique caractérisée par analyse thermique (DSC) et frottement intérieur a également été étudié. Trois zones de recuit associées à différents comportements macroscopiques de la transformation martensitique ont été observées. Ces comportements correspondent bien à l’évolution microstructurale caractérisée par les diverses techniques.

D’un point de vue pratique, deux résultats ont été établis : Une courbe séparant les domaines de restauration et de recristallisation dans le plan (T, t) Une loi d’équivalence temps – température permettant de définir différents traitements

conduisant au même état microstructural et au même comportement de transformation.

Effect of thermomechanical treatments on the displacive transformations of Ti-Ni alloy

Ti-Ni shape memory alloys are very sensitive to the thermomechanical treatments: cold

working and annealing. These treatments already used in the literature, have not been however studied systematically. The aim of this work is to optimize the thermomechanical treatments to obtain well characterized and reproducible displacive transformation properties. It is important to identify and to understand the phenomena which occur during these treatments in the equiatomic Ti-Ni alloys. For this purpose, the study is carried out for an extensive range of temperatures (265°C-505°C) and annealing times (10 seconds-120 days).

Thanks to the sensitivity of the thermoelectric power (PTE) which has not yet been used for this kind of alloy, two annealing stages are detected and characterized with activation energies of 2.7eV and 3.6eV respectively. These two stages are identified by transmission electronic microscopy to be the stages of restoration and recrystallization. The effect of restoration and recrystallization annealings on the martensitic transformation characterized by thermal analysis (DSC) and internal friction are also studied. Three annealing zones are observed associated with different macroscopic martensitic transformation behaviors. These behaviors correspond to the microstructural evolution characterized by various techniques.

From a practical point of view, two main results are established: A diagram indicating the fields for restoration and recrystallization in the (T, t) plan A time – temperature law equivalence which is able to define various treatments leading

at the same microstructural state and therefore to the same transformation behavior.