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Chapitre III: Effet des traitements thermomécaniques sur la microstructure et la transformation martensitique de l’alliage Ti-Ni équiatomique
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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.
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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).
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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.
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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.
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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.
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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
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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)
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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)
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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)
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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)
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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
Temps de recuit (min)
Figure III.1.10 : Evolution de la microdureté HV300 de Ti-Ni(2) en fonction du temps de recuit.
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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
)
Temps de recuit (min)
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.
Chapitre III: Effet des traitements thermomécaniques sur la microstructure et la transformation martensitique de l’alliage Ti-Ni équiatomique
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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.
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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
Chapitre III: Effet des traitements thermomécaniques sur la microstructure et la transformation martensitique de l’alliage Ti-Ni équiatomique
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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
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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)
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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)
Chapitre III: Effet des traitements thermomécaniques sur la microstructure et la transformation martensitique de l’alliage Ti-Ni équiatomique
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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.
Chapitre III: Effet des traitements thermomécaniques sur la microstructure et la transformation martensitique de l’alliage Ti-Ni équiatomique
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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)
Chapitre III: Effet des traitements thermomécaniques sur la microstructure et la transformation martensitique de l’alliage Ti-Ni équiatomique
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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)
Chapitre III: Effet des traitements thermomécaniques sur la microstructure et la transformation martensitique de l’alliage Ti-Ni équiatomique
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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
Chapitre III: Effet des traitements thermomécaniques sur la microstructure et la transformation martensitique de l’alliage Ti-Ni équiatomique
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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.
Chapitre III: Effet des traitements thermomécaniques sur la microstructure et la transformation martensitique de l’alliage Ti-Ni équiatomique
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)
Chapitre III: Effet des traitements thermomécaniques sur la microstructure et la transformation martensitique de l’alliage Ti-Ni équiatomique
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)
Chapitre III: Effet des traitements thermomécaniques sur la microstructure et la transformation martensitique de l’alliage Ti-Ni équiatomique
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)
Chapitre III: Effet des traitements thermomécaniques sur la microstructure et la transformation martensitique de l’alliage Ti-Ni équiatomique
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
Chapitre III: Effet des traitements thermomécaniques sur la microstructure et la transformation martensitique de l’alliage Ti-Ni équiatomique
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.
Chapitre III: Effet des traitements thermomécaniques sur la microstructure et la transformation martensitique de l’alliage Ti-Ni équiatomique
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.
Chapitre III: Effet des traitements thermomécaniques sur la microstructure et la transformation martensitique de l’alliage Ti-Ni équiatomique
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.
Chapitre III: Effet des traitements thermomécaniques sur la microstructure et la transformation martensitique de l’alliage Ti-Ni équiatomique
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.