I- Généralités sur la Transformation...

Chap.I- Généralités sur la transformation martensitique._________________________________________________________________________________________

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I- Généralités sur la Transformation

Martensitique.

Les matériaux présentant une transformation martensitique échappent à la règle générale et

aux comportements habituellement observés chez les matériaux solides. Alors que les

matériaux "courants" présentent un comportement élastique, plastique et/ou fragile, les

matériaux qui subissent une transformation martensitique récupèrent en partie ou totalement

leur forme initiale par le simple fait de chauffer l'échantillon: ce sont les alliages à mémoire

de forme et cette particularité s’appelle l'effet mémoire de forme.

Dans cette première partie, nous allons présenter la transformation martensitique ainsi que les

propriétés thermomécaniques qui sont liées à cette transformation.


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11- La transformation martensitique [31, 104, 108]

111- Définition

Le terme de martensite, du nom de son inventeur le physicien Martens, désigne le produit issu

de la trempe de l'acier au carbone (à partir de la phase haute température). On nomme la phase

haute température austénite et la phase basse température martensite. Par la suite, le terme

s'est étendu aux produits obtenus par des mécanismes analogues (certains alliages métalliques

et même certains matériaux non métalliques, voir tableau n°1).

La transformation martensitique est un changement de phase à l'état solide. Cette

transformation est une transformation displacive: les déplacements atomiques sont faibles

(très inférieurs aux dimensions de la maille) et se produisent par des mouvements corrélés

d'atomes (contrairement aux déformations par diffusion qui, elles, procèdent par des

mouvements atomiques aléatoires). Ainsi, cette transformation sans diffusion se propage de

façon indépendante du temps, par un déplacement des interfaces entre les deux phases. La

vitesse de déplacement est uniquement limitée par la vitesse du son dans le matériau.

La transformation martensitique peut s'opérer à toute température, à des vitesses de chauffage

ou de refroidissement qui peuvent être très rapides, sans toutefois qu'il y ait modification de la

composition chimique. En effet, la martensite hérite de l'ordre et de la composition chimique

de la phase mère. Il y a réarrangement des atomes pour former une structure plus stable.

La transformation martensitique est du premier ordre : il y a coexistence des deux phases,

haute et basse température, séparées par une interface nette.

La transformation martensitique est donc displacive et du premier ordre. Afin de parfaire cette

définition, il convient d'ajouter "à déformation homogène du réseau". La transformation

s'opère par cisaillement. La déformation macroscopique est le résultat d’une déformation

homogène du réseau (déformation de Bain) et d’une déformation à réseau invariant

(glissement plastique, maclage, fautes d’empilement) qui conservent un plan invariant.


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exemple d'alliages possédant une transformation

martensitique

structure de la phase mère et de la phase formée

Bases Cu (CuZnAl, CuAlNi) β (CC) → 3R, β' (9R), γ' (2H), structures compactes

Bases TiNi β (CC) → 9R, AB empilements compacts [33]

FeMnSi

FeC

γ (CFC) → ε (HC)

γ (CFC) → α‘ (CC ou tétragonale centrée)

[105]

MnCu

AuCd

CFC → Tétragonale faces centrées

B2 (CsCl) → β' (orthorhombique) [106]

PSZ

ZrO2

tétragonale → monoclinique

tétragonale → monoclinique

[38]

[28]

tableau °1

112- Caractéristiques géométriques

Nous avons vu que la tranformation martensitique correspond à une transformation par

cisaillement homogène, mettant en jeu deux phases distinctes séparées par une interface

(figure 112.1). Cette interface, commune aux deux phases, est un plan invariant que l'on

nomme plan d'habitat ou plan d'accolement. Le cisaillement s'opère parallèlement à ce plan

d'habitat.

La martensite croît dans l'austénite sous forme de plaquettes, appelées variantes. Ces variantes

sont caractérisées par des plans d'habitat et des orientations différentes, équivalentes du point

de vue cristallographique. Dans un monocristal d'austénite, il y a 24 possibilités d'orientations

de ces variantes. Au cours du refroidissement, les variantes se forment de façon à compenser

les déformations des autres variantes: on parle d'autoaccommodation (figure 112.2) [18,

105].


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Austénite

Martensite plan d’habitat

Austénite

Figure 112.1. Formation d'une variante de martensite dans un

monocristal d'austénite. Cisaillement et déviation d'une rayure.

La déformation macroscopique observée peut être géométriquement décrite par trois

opérations successives :

¾ une déformation homogène du réseau : à l'échelle microscopique, la déformation (de

Bain) se traduit par un déplacement atomique. Les mailles cristallographiques de la phase

mère et de la phase martensitique sont différentes. Pour passer de l'une à l'autre, on

déforme le réseau de façon homogène.

¾ une déformation hétérogène à réseau invariant : cette déformation additionnelle,

essentiellement due à un glissement ou à du mâclage, ne modifie pas la structure de la

martensite et intervient pour minimiser l'énergie de déformation et assurer la compatibilité

de l’interface.

¾ une rotation rigide.


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Figure 112.2. Variantes autoaccommodantes, à deux dimensions (a) et trois dimensions (b) [18].


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113- Thermodynamique de la transformation [67, 107]

A présent, examinons la thermodynamique de la transformation martensitique.

Prenons le cas d'un monocristal.

Des équations simples de la thermodynamique montrent qu’il existe un comportement linéaire

entre les énergies libres de la phase mère et de la martensite.

Nous avons alors :

GA= HA-TSA dans le cas de la phase mère, (1)

GM= HM-TSM dans le cas de la martensite,

avec G l’énergie libre, H l’enthalpie et S l’entropie.

L'énergie libre de transformation s'écrit alors:

∆GA→→M = GA - GM (1’)

avec GA l'énergie libre de la phase mère et GM l'énergie libre de la phase martensitique.

Les deux courbes se coupent en To ,température d’équilibre (figure 113.1).

To

GM

GA

Température

Energie libre

Figure 113.1. Energie libre des phases martensitique et austénitique

en fonction de la température.


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Dans le cas où la température est supérieure à To, ∆GA→→M est donc négatif et la phase

austénitique est stable. Dans le cas inverse, où la température est inférieure à To, GA est

supérieure à GM. ∆GA→→M est donc positif et c'est la martensite qui est stable (figure 113.1).

Afin de simplifier les choses, on considère dans un premier temps que ces deux

Dans le cas théorique où les deux phases sont considérées comme étant indépendantes l'une de

l'autre, ∆GA→→M s'annule à To et c'est à cette température que la transformation martensitique

s'effectue (figure 113.2).

To Température

Fraction de martensite transformée

1

0

Figure 113.2. Fraction volumique de la martensite en fonction de la

température dans le cas de deux phases indépendantes.

Or ce cas idéal ne correspond nullement à la réalité. En effet, la transformation martensitique

s'effectue par un processus de nucléation et de croissance; les deux phases ne sont donc pas

indépendantes l'une de l'autre, une interface les sépare et l'énergie nécessaire au déplacement

de cette interface s'ajoute au bilan énergétique. Elle constitue une barrière énergétique et

conduit à un étalement de la transformation. La formation des variantes s'accompagne d'une

augmentation de l'énergie de déformation [25]. L'énergie libre est donc la somme d'une

énergie chimique, motrice, et d'une énergie non chimique (élastique et dissipative) qui tend à

s’opposer à la transformation martensitique [41, 71].

∆Gtot. = ∆Gchim. + ∆Gélast. +δGdiss. (2)


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En l'absence de relaxation de la déformation élastique, une condition d'équilibre

thermoélastique est établie: une plaquette peut se déplacer de façon continue. D'un autre côté,

comme il n'y a pas de diffusion, la morphologie et la microstructure (position et orientation)

des nouveaux domaines de phase martensitique sont gouvernées par la nécessité de diminuer

la déformation élastique à chaque étape de la transformation.

L'énergie non chimique, stockée après transformation sous forme élastique, plastique ou

interfaciale, aide à la réversion de la martensite en austénite. L’énergie de dissipation tend à

arrêter la transformation (tableau n°2) [66, 81].

exemple du CuZnAl

∆Eel.= 13 ± 4 J.mol-1

Energie dissipée: Ediss= 16 ± 3 J.mol-1

tableau n°2

On définit les températures de transformation (prise par convention à 10% et 90% de la

transformation) de la manière suivante (figure 113.3):

¾ Ms: température de début de transformation martensitique,

¾ Mf : température de fin de transformation martensitique,

¾ As: température de début de transformation inverse,

¾ Af: température de fin de transformation inverse,

¾ hystérésis : As-Mf; Af-Ms,

¾ étalement de la transformation: Ms-As; Af-Mf.

L'énergie dissipée pendant les deux transformations est proportionnelle à la surface du cycle

d'hystérésis (figure 113.3). Les températures de transformation sont mesurées, par convention,

à 10% de la transformation pour Ms et Af, et à 90% de la transformation pour Mf et As.

On distingue deux types de transformations. Dans le cas d'une transformation par "burst", la

nucléation de la martensite s'avère difficile et la croissance se produit par un processus

d'avalanche: la martensite croît rapidement jusqu'à ce qu'elle soit arrêtée par une autre aiguille

ou par un joint de grain et elle entraîne la formation d’autres aiguilles par effet catalytique. La

propagation des plaquettes entraîne souvent une déformation plastique de la matrice d'où

l'existence d'un problème de réversibilité. La transformation par "burst" implique une force


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motrice importante, supérieure à la force non chimique, ce qui est la cause de la présence

d'une forte hystérésis [78, 79].

Température

Fraction de martensite transformée

AfMs

As1

0

Mf

90%

10%

Figure 113.3. Fraction volumique de la martensite en fonction de la température.

Le deuxième type de transformation est la transformation thermoélastique. Cette

transformation s'opère par mouvement des interfaces, lors d'une variation de température. Le

mouvement des interfaces procède par une succession de positions d'équilibre. Il s'agit, à

chaque température, d'un compromis énergétique entre énergie motrice et énergies résistives

[77]. La transformation thermoélastique est caractérisée par une faible hystérésis, due à sa

faible énergie motrice, nettement inférieure à l'énergie non chimique.

On différencie deux transformations thermoélastiques [110]:

transformation de type I: faible étalement (As>Ms) (AuCd)

transformation de type II: fort étalement (As<Ms) (CuZnAl)


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114- Diagramme contrainte-température

La martensite peut être induite de façon thermique ou par l'application d'une contrainte. Dans

le deuxième cas, la martensite apparaît à partir d'une contrainte critique σc. Cette contrainte

critique évolue de façon linéaire selon la loi du type Clausius-Clapeyron [24]:

dσ/dT = ρ ∆H/ (εo To) (3)

To est la température d’équilibre de la transformation, σ la contrainte appliquée, εo la

déformation de transformation, ρ la masse volumique et ∆H est l’enthalpie de la

transformation. Sur la figure 114, Μsσσ correspond à la température à laquelle la martensite

peut être initiée sous une contrainte uniaxiale σ [70].

Contrainte

Température

M

A

Ms

σc

Ms

σ(1)

(2)

σ

Figure 114. Loi de Clausius-Clapeyron: (1) à température constante et

contrainte croissante; (2) à contrainte constante et température décroissante.


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12- Propriétés thermomécaniques des alliages à mémoire de forme

[11,31,45]

121- Effet mémoire simple

Chauffer un échantillon, déformé à basse température, permet de retrouver la forme haute

température. C'est l'effet mémoire de forme simple sens (figure 121).

Cet effet s'effectue en quatre étapes.

(1) On refroidit un échantillon à une température inférieure à Mf ; l'autoaccommodation des

variantes est telle que l'échantillon garde sa forme haute température.

(2) L’échantillon est déformé à T<Mf . Sous l’effet de la contrainte, il y a déplacement des

interfaces entre variantes. La contrainte favorise la croissance d'une variante dont le

cisaillement est orienté dans le sens de cette contrainte.

(3) Le retrait de la contrainte laisse une déformation permanente.

(4) Quand on chauffe l'échantillon à une température T>Af, il retrouve sa forme haute

température.

Température

Contrainte

DéformationAs

Af

(1)

(2)

(3)

(4)

Mf

Figure 121. Effet mémoire de forme simple sens.

La phase martensitique possède une symétrie beaucoup plus faible que la phase austénitique.

Par conséquent, la martensite peut se former de différentes manières mais il n'existe en

général qu'une voie possible pour retrouver l'austénite (apparition d'une unique “ variantes ”)


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[69]. Cependant, Amengual et al. [5] sont parvenus à faire apparaître deux “ variantes ”

d'austénite lors de la transformation inverse. Il existe alors deux plans d'habitat orientés

différemment.

122- Effet mémoire double sens assisté

L'effet mémoire double sens assisté est le passage réversible d'une forme haute température à

une forme basse température sous contrainte (figure 122).

(1) On applique une contrainte à haute température.

(2) On refroidit sous contrainte à T<Mf . Le matériau prend une forme "basse température".

(3) On chauffe, toujours sous contrainte à T>Af. Le matériau reprend sa forme haute

température.

Déformation

Température

application dela contrainte

déformation detransformation

AsMf

AfMs

εR

Figure 122. Effet mémoire double sens assisté.

Après un cycle, la déformation maximale n'est pas totalement recouverte et il reste une

déformation résiduelle εR, associée à des changements de l'état interne (martensite résiduelle,

augmentation de la densité des dislocations...). Après plusieurs cycles, la déformation


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résiduelle augmente et se sature, il y a éducation. On parle alors d'effet mémoire double

sens.

Après un traitement d'éducation, certaines variantes sont favorisées : un champ de contraintes

internes, dû à la présence de défauts, oriente les variantes qui se forment lors du

refroidissement, sans l'aide d'aucune contrainte extérieure. Il y a mémorisation de la forme

haute température et de la forme basse température.

123- Effet caoutchoutique

Contrainte

Déformation

T< Mf

εR

{

Figure 123. Effet caoutchoutique.

Comme on l'a vu pour l'effet mémoire simple sens, le refroidissement à une température

inférieure à Ms conduit à l'apparition de variantes autoaccommodantes.

Quand l'échantillon se trouve en phase martensitique, l'application d'une contrainte conduit à

un déplacement des interfaces et l'échantillon subit une déformation ε. Lors du retrait de la

contrainte, cette déformation se scinde en deux parties: une partie réversible et une partie

résiduelle(figure 123). Cet effet est appelé effet caoutchoutique.


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124- Effet superélastique

L’ effet superélastique est lié à l’induction de martensite par l'application d'une contrainte, à

une température constante supérieure à Af. La martensite apparaît à partir d'une contrainte

critique qui évolue de façon linéaire avec la température selon la loi de Clausius-Clapeyron

(voir § 113). Il existe cependant une température Md pour laquelle la contrainte d'écoulement

plastique de l'austénite devient inférieure à la contrainte de changement de phase: la

transformation n'a plus lieu .

L'application d'une contrainte entraîne un déplacement des interfaces et favorise la croissance

de certaines variantes, entraînant une déformation du matériau pouvant aller jusqu’à 10% pour

des monocristaux.

Contrainte

Déformation

T>Af

monocristal

polycristal

Figure 124. Effet superélastique.

Quand on mesure le cycle contrainte-déformation, on note l'apparition d'un plateau, horizontal

dans le cas de monocristaux, qui correspond à la transformation martensitique.

Au cours de la décharge, la martensite précédemment induite se retransforme en austénite et

l’échantillon retrouve sa forme initiale (figure 124).


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13- Les familles d’alliages à mémoire de forme

131- Les base-fer [10, 31]

Dans la famille des base-Fer, il existe trois types de transformations:

¾ γ (CFC) → α' (cubique ou tétragonale centrée) (Fe3Pt)

¾ γ (CFC) → tétragonale faces centrées (FePd)

¾ γ (CFC) → ε (HC) (FeMnSi)

Contrairement aux alliages à base de Cuivre ou TiNi (et mis à part les FePt, Fe-Pd et

FeNiCoTi, vieillis en phase austénitique), les transformations martensitiques dans les aciers

ne sont pas thermoélastiques.

La microstructure et l'histoire mécanique jouent un rôle prépondérant.

La martensite ε possède une structure de fautes d'empilement selon trois directions différentes

dans le plan compact. Ces fautes se compensent et aucune déformation n'apparaît lors du

refroidissement. Par contre, dans le cas d'une martensite induite sous contrainte, il n'existe

qu'une seule direction de fautes d'empilement et la déformation peut aller jusqu'à 35%.

Néanmoins, la notion de variante demeure assez confuse pour ce type d'alliage et il ne peut y

avoir réorientation de la martensite formée.

A

BB

C

C

23

C

B

1

Figure 131. Les trois vecteurs de fautes d'empilement possibles pour

transformer un plan compact B en un plan C.


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132- Les base-TiNi [31, 104]

Dans la cas du composé intermétallique TiNi, les propriétés d'effet mémoire apparaissent pour

une composition proche de la composition stoechiométrique 50/50.

Essentiellement, le TiNi possède une structure ordonnée B2 (type CsCl) et une température de

mise en ordre de 900°C.

La phase β est stable jusqu'à de très basses températures et aucune trempe ne s'avère

nécessaire dans ce cas bien précis (figure 132a). Par contre, dès que la quantité de Nickel

devient inférieure à 50%, la phase β n'est jamais seule. On obtient alors une phase (β+Ti2Ni)

et Ms ne dépend plus de la composition (figure 132b). Quand la quantité de Nickel dépasse

50%, la température Ms diminue quand la concentration de Nickel augmente.

La martensite apparaît à partir d'une température Ms, toujours inférieure à 70°C. Elle possède

une structure compacte mais on peut voir également, selon les températures de transformation,

les structures 2H, 4H( ABCB), 9R, 18R.

30 50 70 Ni (at%)

600

800

1000

1200

TiNi 3

Ti Ni 32

Ti Ni2

β

Τ(°C)

47 48 49 50 51 52-150

-100

-50

0

50

100

150

MS (°C)

%at Ni

(a) (b)

Figure 132. (a) Diagramme de phase du TiNi. (b) Influence de la quantité de Nickel sur la température Ms.

L'ajout d'un troisième élément peut modifier les propriétés mécaniques, ainsi que les

températures de transformation. Par exemple, l'ajout de Fer ou de Chrome fait diminuer les


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températures de transformation, l'ajout de Cuivre fait diminuer l'hystérésis et les contraintes de

déformation de la martensite.

La transformation martensitique se produit parfois en deux étapes, par le biais d'une phase R,

de structure rhomboédrique, instable au-delà d'une contrainte critique. Ceci peut arriver dans

trois cas:

¾ présence de Fer comme troisième élément,

¾ lors d'un traitement thermomécanique approprié,

¾ présence de précipités riches en Ni [104]

14- Les alliages base-Cu[30, 31]

Les différents alliages de cette famille possèdent des propriétés et des structures relativement

identiques. Par conséquent, on se limitera à l'étude de deux cas : le CuZnAl et le CuAlBe.

141- Les phases d’équilibre

Désordonnée à haute température, de structure cubique centrée (structure A2), la phase β peut

subir plusieurs transitions d'ordre:

¾ ordre B2 (du type CsCl),

¾ ordre Heusler L21 (du type Cu2AlMn) ou ordre DO3 (du type Fe3Al).

La forme ordonnée de la phase β est appelée β1.

La différence entre les deux ordres DO3 et L21 se situe essentiellement au niveau de la nature

des atomes en présence. Dans le cas de l'ordre DO3, avec une phase de composition (CuX)3Al,

on ne distingue pas les atomes Al des atomes X. Si X est plus grand, on ne peut plus les

confondre et l'ordre devient celui d'Heusler (Cu2XAl) (figure 141.1).

Certains alliages ternaires adoptent l’ordre DO3 ou L21 selon leur composition (le Cu3-xMnxAl

est ordonné DO3 si x<0.5 et L21 si x>0.5).


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Cu ou XAlCu

B L2DO2 3 1

Al ou XCu ou X

Cu ou Al ou X Cu ou X

Figure 141.1. Ordre atomique des alliages base Cuivre.

Prenons le cas de nos alliages (figure 141.2).

Le CuZnAl subit deux transitions d'ordre:

A2→ B2 entre 500 et 600K,

B2→ L21 entre 200 et 400K.

0 2 4 6 8 100

200

400

600

800

1000

M

3DO

A2

T(K

)

at % Be0 10 20 30 40 50

0

200

400

600

800

1000

M

L21

A2

T(K

)

at % Zn

B2

Figure 141.2. Diagrammes de phase du CuZnAl (a) et du CuAlBe (b). Transitions d'ordre [37].

On ne peut pas éviter la première transition d'ordre (A2→ B2), même en effectuant une trempe

rapide.


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Jurado [37] a étudié la mise en ordre du CuAlBe. Le CuAlBe ne subit qu'une seule transition

d'ordre, A2→ DO3, pour des températures d'environ 800K. Les atomes de Béryllium n’auraient

pas de sites préférentiels et seraient distribués au hasard. L’ordre est donc DO3 et non l’ordre

d’Heusler, L21 [52].

Les températures des pics de transformation TM et TA ont été mesurées par DSC en fonction

de la température de trempe Tq (figure 141.3), dans le cas des deux alliages (CuZnAl et

CuAlBe) [36]. Ces figures montrent bien les transitions d’ordre dans le cas des deux

matériaux : un unique maximum pour le CuAlBe et un minimum plus un maximum pour le

CuZnAl. Ces variations des courbes (passage par un minimum ou par un maximum)

correspondent aux températures de transitions d’ordre.

200 400 600 800 1000 1200210

220

230

240

250 TA

TM

TA 2ème cycle

TM 2ème cycle

Tem

péra

ture

(K

)

Tq(K)

CuAlBe

200 400 600 800 1000 1200225

235

245

255

265 TA

TM

Tq(K)

CuZnAl

A2DO3A2B2L21

(a) (b)

Figure 141.3. Evolution des températures de pic TM et TA en fonction de la température de trempe Tq. (a) cas

du CuZnAl (16 at% Zn - 16 at% Al) ; (b) cas du CuAlBe ( 23 at% Al- 3 at% Be)[37].

Il n’est cependant pas certain que l’ordre du CuAlBe soit réellement DO3. Une étude effectuée

par Moreau [58] tend à démontrer que l’ordre obtenu lors de la transition est l’ordre L21. Mais

cet auteur n’est pas catégorique sur ce point.


_________________________________32

La phase α est une phase cubique à faces centrées dont le paramètre de maille évolue en

fonction de la composition. Elle peut se former soit à partir de la phase liquide, soit par

décomposition de la phase β. Sa dureté augmente avec la concentration en Aluminium. La

phase α se forme à partir de la phase liquide ou par décomposition de la phase β. Elle

provoque la diminution de la température de transformation Ms et de l'hystérésis [34].

La phase γ, de structure cubique complexe , est une phase fragile qui confère de mauvaises

propriétés mécaniques à l'alliage (stabilisation de la phase β, diminution des températures de

réversion, augmentation de la largeur de l'hystérésis) [6]. Elle peut apparaître à partir de l’état

liquide ou par décomposition de la phase β.

Le tableau 3 donne un récapitulatif des phases et de leurs structures. Les figures 141.4 et 141.5

donnent le diagramme de phase du CuZnAl et du CuAl.

phases structure ordre caractéristiques alliages

α CFC malléable CuAlBe

CuZnAl

γ CC ordonnée fragile CuAlBe

CuZnAl

β (T>TB2) CC désordonnée CuZnAl

β (TL21<T<TB2) cubique simple B2 type CsCl CuZnAl

β (T<TL21) CFC L21 type

Cu2AlMn.

CuAlBe

CuZnAl

tableau 3: structure et ordre des phases d'équilibre

L'ajout d'un troisième élément confère une bonne stabilité thermique. Dans le cas de l'alliage

binaire CuZn, la phase β n'est stable que pour un domaine étroit de température (entre 850 et

900°C). L'ajout d'Aluminium permet d'obtenir plus facilement la transformation

martensitique, ainsi que l'effet mémoire, ceci en déplaçant le domaine β par rapport à la

courbe Ms en fonction de la concentration. L'ajout de Béryllium à l'alliage CuAl ne modifie ni

la structure, ni la nature de la transformation martensitique. La qualité de l'effet mémoire n'est

pas affectée. Cependant, il induit une diminution de la température de transformation Ms (voir

§ 143).


_________________________________33

courbes donnant les valeurs deMs correspondant à la phasemétastable

Figure 141.4. Diagramme de phase du CuZnAl.

Figure 141.5. Diagramme de phase du CuAl.


_________________________________34

142- Les phases martensitiques [104]

La martensite possède une structure compacte en fautes d'empilement (figure 142.1). De

structure orthorhombique, voire monoclinique, elle hérite de la composition et de l'ordre de la

phase mère.

Il existe trois types de plans compacts et deux structures principales de martensite:

¾ phase γ' 1 (ABABAB): structure hexagonale compacte 2H,

¾ phase β' (ABCBCACAB): structure 9R

L'ordre DO3 ou L21 étant hérité par la martensite β', on peut donc avoir deux types de plans

compacts différenciés par la nature des atomes. Dans ce cas, on obtient une structure 18R

beaucoup plus complexe: AB'CB'CACA'BA'BC'BC'AC'AB' (figure 142.2). On parle alors de

martensite β'1.

martensite structure %Al en poids

β' désordonnée 9R 9 à 10

β'+β'1 9R + 18R 10 à 11.6

β'1 18R 11.6 à 12.5

β'1 + γ'1 18R + 2H 12.5 à 13.2

γ'1 2H 13.2 à 14

tableau n°4: nature de la martensite issue de la phase β dans le CuAlBe.


_________________________________35

(1)6R

ZhdanovRamsdell

6

A’

B

A

B’

C

C’

A

B

A

B

C

A

C

C

A

B

A

B’

A

B’

C

A’

C

C

A’

B

A’

B

B

C’

A

C’

C’

A

A

B’

A

B’

A

A’

C

C

A’

C

A’

C’

B

B

C’

B

C’

B’

A

A

(21)9R

3 (21)18R(1)

6 (1131)18R(2)

3

A

B

B

C

A

(1)3R

3

A

B, B’

A

B, B’

(11) 2H

ZhdanovRamsdell

B’

Figure 142.1. Différents types d'empilements compacts.

Figure 142.2. Arrangements atomiques sur le plan basal de la

martensite. Position relative des empilements A,B,C, A',B',C'.

La nature de la martensite dépend fortement de l'ordre et de la composition en Aluminium. En

effet, la martensite α' n'apparaît que pour de faibles quantités d'Aluminium. La martensite γ',

quant à elle, apparaît pour des taux élevés d'Aluminium. Le tableau 4 nous donne l'exemple

du CuAlBe.


_________________________________36

143- Les températures de transformation

Cas du CuZnAl

La température Ms évolue en fonction de la composition en Zinc et en Aluminium. Selon une

première approximation, cette dépendance est linéaire et suit la loi donnée par Contardo [17]

(équation n°4). Les pourcentages sont des pourcentages pondéraux.

Ms(°C)= 2318 - 171 %Al - 61.9 %Zn (4)

Néanmoins, ces formulations sont empiriques et la marge d'erreur est relativement importante,

ce qui est dû à des problèmes d’analyse chimique des échantillons (1% en Zinc correspond à

une variation de la température Ms de 67°C).

7.5 8.0 8.5 9.0-100

-50

0

50

10015.5 % Zn en poids

Température Ms(°C)

% Al (poids)

(a)

14 15 16 17-100

-50

0

50

100 8% Al en poids

Température Ms (°C)

% Zn (poids)

(b)

Figure 143.1. Température Ms en fonction de la composition: (a) en Al; (b) en Zn.

Cas du CuAlBe [8]

De même que le Zinc ou l’Alumimium pour le CuZnAl, l'addition de Béryllium dans le

CuAlBe a pour conséquence de faire diminuer la valeur de la température Ms. Belkahla a

donné l'évolution de la température Ms en fonction de la composition en poids de l'alliage

(voir figure 143):


_________________________________37

Ms(°C)= 1245 - 71 %Al- 893 %Be (5)


% Al (poids)

- 10010.0 11.0 12.0 13.0

0

- 50

50

100

150

0.47% Be en poids

(a)


% Be (poids)

- 200

- 100

0.3 0.4 0.5 0.6 0.7

0

100

200

11.7% Al en poids

(b)

Figure 143.2. Température Ms en fonction de la composition: (a) en Al; (b) en Be.

Ms dépend linéairement des taux d'Aluminium et de Béryllium. Cependant, comme il s'agit

d'approximation, il existe une marge d'erreur pour chaque mesure de Ms (± 10°C selon

Belkahla) et pour chaque mesure de concentration. Pour la même raison que précédemment,

0.1% en poids de Béryllium correspond à une variation de Ms de 90°C.

Ainsi, les températures de transformation dépendent fortement de la composition de l'alliage.

Cependant, l'évolution de la température Ms dépend aussi de l'histoire thermomécanique de

l'échantillon et les lois ci-dessus ne peuvent être considérées que comme des approximations.

I- Généralités sur la Transformation...

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