Effet des traitements thermomécaniques sur les ...csidoc.insa-lyon.fr/these/2000/khelfaoui/07_chap_a3.pdf · Pour ce travail, la déformation est introduite par laminage à froid

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.

Documents

Effet des traitements thermomécaniques sur les ...csidoc.insa-lyon.fr/these/2000/khelfaoui/07_chap_a3.pdf · Pour ce travail, la déformation est introduite par laminage à froid