Soutenance mémoire
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La transformation martensitique
Caractéristiques générales
C’est au métallurgiste allemand Adolf Martens qui observa cette nouvelle phase pour la première fois en 1879 que l’on doit la dénomination de cette transformation structurale.
A l’origine, elle désignait la transformation martensitique apparaissant lors du refroidissement rapide de l’austénite des alliages Fer-Carbone puis a été élargie à d’autres alliages présentant les mêmes caractéristiques de transformation. Actuellement, une définition admise pour ce type de transformation structurale est la suivante: « C’est une transformation displacive, du premier ordre, entraînant une déformation homogène du réseau, constituée principalement par un cisaillement» [1]
Le terme «premier ordre» implique la coexistence de deux phases durant la transformation. De façon à minimiser l’énergie de transformation due à la coexistence des deux phases, l’interface est un plan.
La transformation martensitique possède cinq caractéristiques principales :
Il s’agit d’un changement de phase à l’état solide dû à une déformation du réseau cristallin. Cette déformation n’est pas due à un mouvement de diffusion des atomes mais à un déplacement collectif et coopératif des atomes sur des distances relativement faibles, par rapport aux paramètres de maille. Cette transformation, caractérisant la transformation martensitique, appelée displacive,
s’effectue par une distorsion des liaisons. Selon le mode de distorsion, on peut distinguer deux différents types de transformations displacives par dilatation ou par cisaillement.
■■ Lorsqu’elle se fait par dilatation, la composante de tension (ou compression) est dominante. Dans ce mode de transformation est qu’il ne peut exister de plan invariant entre les deux structures des lors qu’elles cohabitent.
■■ Lorsque c’est la composante de cisaillement qui domine, il existe un plan invariant entre les phases lors de la transformation, c’est le plan d’habitat.
La transformation martensitique présente une déformation homogène signifie que le champ de transformation est le même en chaque point du cristal. Cependant, Il est à noter l’existence de transformations qui ne sont pas classées parmi les transformations martensitiques. Ces transformations, bien que possédant des caractéristiques ressemblantes sont en fait gouvernées par des «schuffles». Dans ce cas, les atomes du réseau pouvant se déplacer légèrement à l’intérieur de celui-ci sans pour autant causer de déformation de la maille ; La transformation correspond donc à un changement de la position des atomes à l’intérieur des mailles.
L’absence de diffusion rend la transformation martensitique quasiment instantanée, avec des vitesses comparables à la vitesse du son dans un solide (103 m/s). Pour un avancement de la réaction, il y a coexistence des deux phases.
Lors de la transformation, un élément de volume subit une déformation caractérisée par une faible variation de volume (pour les AMF) et un cisaillement important selon un plan et une direction bien définis.
Afin de minimiser l’énergie entre la martensite formée et l’austénite encore présente, les domaines constitués de martensite ont la forme de plaquettes aplaties dont le plan principal est appelé plan d’habitat ou d’accolement. Ce plan est le plan de cisaillement de la martensite. Du fait de la symétrie cristalline de la phase mère (austénite), de multiples plans d’habitat peuvent coexister dans un monocristal d’austénite au cours de la transformation.
L’ensemble des plaquettes ayant même plan d’habitat et même direction de cisaillement est appelée variante de martensite (Figure I-1).
Martensite formée sous contrainte
Quand un monocristal d’austénite est refroidi, en dessous d’une température critique appelée Ms (martensite start), il se forme des variantes de martensite réparties de manière équiprobables. Leurs déformations se compensent de telle sorte qu’il n’y a pas de déformation macroscopique. Si, une contrainte est appliquée à cette martensite produite, il y aura croissance des variantes favorisées dans le sens de la contrainte. Ceci s’explique, en considérant que la transformation martensitique est analogue à un pseudo–cisaillement, les efforts externes agissent donc de façon à favoriser cette déformation. La variante possédant le plus grand facteur de Schmidt sera celle favorisée.
S’il n’y a qu’une seule variante qui se forme, la déformation maximale que l’on peut obtenir est de 10 % (100 fois celles des métaux usuels).
Si, plusieurs variantes se créent simultanément, on a une déformation globale inférieure, mais qui reste tout de même nettement supérieure à celle des métaux usuels (jusqu’à 8 %). Dans ce cas, l’étendue des plaquettes de martensite est limitée par la présence des joints de grain. Le blocage dû aux joints de grain, nécessite des forces thermodynamiques plus importantes, pour poursuivre la transformation et introduit des contraintes internes. Par ailleurs, l’orientation des plaquettes dans les grains se fait de manière plus aléatoire, ce qui limite la déformation maximale que l’on peut atteindre (3 à 8 %).
Germination et croissance
la germination
La germination est un ensemble de phénomènes qui conduisent à l’apparition du premier volume de martensite à partir de la phase mère. La germination n’est pas encore bien connue et reste un sujet de beaucoup de controverses. Ceci est lié au problème incontournable de la théorie classique qui s’est avérée insuffisante, dans ce cas, pour expliquer le phénomène de germination (surtout pour expliquer la taille des germes critiques des nucléides).
Actuellement, tous les mécanismes invoqués sont liés à l’existence de défauts (en particulier les dislocations).Il semble que la nucléation a lieu dans des sites préférentiels crées par la concentration de défauts (tels que amas de dislocations, joints de grains….). Ces derniers affectent la stabilité mécanique du réseau par leur champ de contraintes [9,10].
la croissance
La croissance est la période de développement et propagation de la martensite lorsque les premiers germes sont déjà formés. Cette croissance se fait par le mouvement des interfaces austénite –martensite. Les observations en microscopie optique d’alliages AMF montrent des mouvements d’interfaces parfois apparemment lents, parfois très rapides. Il semble bien que la vitesse maximale de propagation des interfaces soit une fraction importante de la vitesse du son : 60% selon les mesures sur l’alliage Cu-Zn-Al [11].
Etude thermodynamique de la transformation martensitique
Transformation purement thermique
On peut considérer, en l’absence de contraintes externes, la transformation martensitique comme purement chimique et thermodynamiquement réversible. L’évolution ΔS0 classique de l’énergie libre de Gibbs des deux phases (austénitique et martensitique) en fonction de la température à pression constante est représentée sur la figure I.6. La température T0 définie par l’intersection des deux droites GA et GM correspond à la température d’équilibre pour laquelle les deux phases sont stables. La phase austénitique est thermodynamiquement stable pour les températures supérieures à T0 car GA < GM alors que La phase martensitique est thermodynamiquement stable pour les températures inférieures à T0 car GM < GA.
Transformation thermoélastique:
La germination de la martensite, dans ce cas, est facile. Le mouvement de l’interface (phase mère – martensite) correspond à une succession de positions d’équilibre. La croissance des plaquettes est contrôlée par la variation de température (ou de la contrainte).
À chaque température, il s’établit un compromis énergétique entre la création d’interface et la relaxation des contraintes élastiques entourant la martensite. L’hystérésis de transformation est de l’ordre de quelques degrés, mais peut présenter des étalements différents. Il y a deux types de transformation thermoélastiques : (faible étalement AS.>MS figure I-9-b) et (fort étalement AS.<MS figure I-9c) Ces transformations martensitiques thermoélastiques mettent en jeu uniquement des déformations élastiques et sont à la base de l’effet mémoire de forme et du développement de toute une panoplie d’applications très diversifiées. La thermoélasticité n’est cependant pas une condition obligatoire pour l’obtention de la mémoire de forme [17,18] mais une complète réversibilité cristallographique est essentielle [19].
Influence de l’ordre
Les températures caractéristiques de la transformation du Cu-Zn-Al vont dépendre du degré d’ordre de la phase β [25].
Les études de Rapacioli et Alhers [26,27] ont montré l’influence de l’ordre sur les températures de transformation. D’après ces auteurs, le désordre augmente la résistivité électrique et la température de transformation martensitique subit de ce fait des évolutions sensibles. La trempe de la phase β donne de plus un ordre non stable à basse température. Il se produit un retour à l’équilibre caractérisé par la concentration lacunaire due à la trempe, et la mobilité de ces lacunes, à la température pour laquelle le retour à l’ordre se produit [28,29].
Influence de la taille de grain
Lors de la mise en solution β d’un alliage de type Cu-Zn-Al, on observe une croissance importante de la taille des grains. Elston et al. [30] ont montré que la taille et la dispersion en taille des grains de la phase β augmentent rapidement avec le temps de maintien de l’alliage dans cette phase. Cette croissance de la taille des grains peut conduire à une mauvaise tenue en fatigue [25]. L’addition d’un élément favorise la formation de petits précipités, qui limitent le mouvement des joints de grains lors de traitements thermiques ultérieurs. Ainsi, le zirconium permet d’obtenir des grains fins, de 50 à350 µm, dont l’évolution au cours de la betatisation est pratiquement nulle [31, 32].
Influence des précipités
L’exposition à des températures supérieures à 100C° conduit rapidement à une décomposition de l’austénite, entraînant une dégradation de la transformation. L’apparition de précipités tend à diminuer MS dans un premier temps, puis inhibe complètement la transformation [20,33].
Les travaux de A. Isalgue et F.C. Lovey ont montré que la présence de fins précipités γ favorise l’effet mémoire double sens. En effet, si ces précipités sont orientés, ils vont favoriser la formation d’une variante de martensite et donc donner une augmentation de l’effet mémoire double sens, sans avoir recours à l’éducation [34].
Influence des traitements thermiques
Les microstructures des métaux et alliages sont très sensibles à l’histoire thermomécanique. Les traitements thermiques agissent directement sur leurs propriétés.
La mise en solution ou traitement de « bétatisation », à haute température (autour de 800 °C pour le CuZnAl) est nécessaire afin de conférer aux alliages les propriétés de mémoire de forme. C’est à partir de cet état que l’on peut atteindre la martensite normale ou (thermoélastique). On peut ainsi suivre deux cheminements (fig. I-12.) :
– Soit une trempe à l’état austénitique suivi d’un vieillissement de l’échantillon en phase austénitique
– Soit une trempe à l’état martensitique avec un revenu de la martensite au dessus de MF (chauffage rapide).
Le vieillissement en austénite, permet d’éliminer les lacunes en sursaturation obtenues lors de la trempe ainsi que l’augmentation du degré d’ordre (chemin A). La trempe de cette austénite permet l’obtention d’une martensite normale.
Les échantillons trempés directement en phase martensitique peuvent être soumis à un revenu au dessus de Mf (chauffage rapide) : correspondant à l’étape B sur la figure I-12. Par contre, la retransformation par chauffage lent (étape C) ou le vieillissement de l’échantillon en phase martensitique (étape D) conduisent au phénomène de stabilisation de la martensite. Dans ces deux cas, l’austénite aurait un ordre hérité de la martensite stabilisée.
Influence des maintiens prolongés en température
La transformation martensitique responsable des phénomènes de mémoire de forme est une transformation sans diffusion, mais elle peut être perturbée par des phénomènes contrôlés par diffusion. Ces phénomènes apparaissent, en général, lors de maintiens plus ou moins prolongés aussi bien dans l’état austénitique que martensitique.
Effet d’un maintien prolongé en phase β : vieillissement
A température moyenne, la phase β se transformant en martensite est métastable, la diffusion devenant sensible, il y aura évolution vers l’équilibre thermodynamique, c’est-à-dire tendance à la précipitation.
Dans le cas de l’alliage Cu-Zn-Al, on a généralement tendance à la réaction β α+ β. Le début de précipitation enrichit la phase β en zinc, provoquant une diminution de la température de transformation. Cependant, l’enrichissement n’est pas homogène, dans l’échantillon, et l’on observe plutôt un élargissement, en température de la transformation martensitique, alors que MS reste à peu prés constante (augmentation de l’écart MS –MF). De plus, les précipités gênent la transformation, conduisant à une augmentation de l’hystérésis. Le stade ultime, est la disparition de toute transformation martensitique et donc d’effet mémoire. Les cinétiques de précipitation sont alors importantes à connaitre pour l’utilisation. On peut citer, par exemple, pour l’alliage Cu-Zn-Al à 4%Al ayant une température MS à l’ambiante une dégradation significative pour 25 heures à150C° [21].
Ce phénomène a été étudié par plusieurs auteurs par différentes techniques de caractérisation: mesure de résistivité, [36, 37] émission acoustique, [38, 39] frottement intérieur [40, 41], annihilation de positrons [42], calorimétrie différentielle [43,44], microscopie électronique et diffraction X [45, 46].
Une inhibition de la transformation martensitique pour un alliage Cu-Zn-Al trempé en dessous de MF a été observée par G. Scarbrook et al [47, 48]. Ce problème peut être évité si, après une trempe, on effectue un revenu au dessus de AF pendant un temps suffisant.
Effet d’un maintien prolongé en martensite : stabilisation
La stabilisation martensitique constitue une barrière pour les applications technologiques des alliages à mémoire de forme. Cette stabilisation dégrade les propriétés de mémoire de forme, et se manifeste de plusieurs façons :
►Décalages des températures de la transformation inverse (AS et AF ) avec l’accroissement de l’étalement ( Ec )
►Diminution de la fraction de martensite transformée, qui peut aller jusqu’au cas où la transformation est pratiquement effacée.
►Altération et irrégularités pendant la transformation mesurables par exemple en : calorimétrie, résistivité, émission acoustique et autres techniques.
►Diminution du coefficient d’amortissement et augmentation du module par rapport à la martensite non stabilisée.
De nombreux travaux scientifiques ont étudié ce phénomène de stabilisation, mais son mécanisme n’est pas encore complètement éclairci [49,50]. Les recherches montrent que les traitements thermomécaniques jouent un rôle prépondérant sur le processus de la stabilisation.
Effet mémoire simple EMSS
Si l’on réalise un essai de traction simple (à vitesse de déformation ou de contrainte imposée) sur une éprouvette d’un alliage ordinaire (aluminium, acier…), elle subit une déformation permanente (p) prsistant après cessation de la contrainte (Figure II.2). Cette déformation, dite plastique, n’évolue pratiquement plus, si l’on soumet ensuite l’alliage à des variations de température. La déformation élastique pure (correspondant à la limite élastiquee) n’excède pas quelques pour mille (‰) tandis que la déformation plastique varie de quelques pour cents % à quelques dizaines de pour cents %.
Par contre, un AMF dans l’état complètement martensitique (T < Mf) peut subir une déformation apparemment plastique de quelques % (jusqu’à 6 %) et retrouver intégralement sa forme initiale par simple réchauffage jusqu’à T1 (T1 > Af). Ceci constitue l’effet de mémoire simple sens (Figure II.2) [55].
Effet mémoire double sens EMDS
L’effet de mémoire double sens correspond à l’aptitude pour le matériau de posséder deux formes stables, une forme haute température (dans l’état austénitique) et une forme basse température (dans l’état martensitique). Le passage de l’état haute température à l’état basse température (et inversement) entraîne un changement de forme qui est réversible. Il existe deux types de mémoire double :
Effet mémoire double sens assisté EMDSA
A l’état austénitique (T > Af), on applique une contrainte constante qui produit une déformation purement élastique. Au refroidissement, il apparaît des variantes orientées par la contrainte appliquée. Ces variantes provoquent une déformation importante (jusqu’à quelques %) dans le même sens que la contrainte [2]. Au réchauffage, en phase austénitique, cette déformation disparaît. Au refroidissement, la martensite apparaît à la température Ms croissante avec la contrainte. Ce comportement est appelé effet mémoire double sens assisté ou superthermoélasticité (Figure II-3-a).
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Table des matières
Introduction générale
CHAPITRE I: Transformation martensitique et alliages a mémoire de forme
I-1. Introduction
I-2. Propriétés des AMF
I-2.1. Présentation
I-2.2. La transformation martensitique
I-2.2.1. Caractéristiques générales
I-2.2.2. Aspects macroscopiques généraux
I-2.2.3. Théorie phénoménologique de la transformation martensitique
I-3. Martensite formée sous contrainte
I-4. Germination et croissance
I-5. Etude thermodynamique de la transformation martensitique
I-5.1.Transformation purement thermique
I-5.2. Transformation sous contrainte
I-5.3. Points de transformation
I-5.4. Différents types de transformation martensitique
I-6. Détermination des températures de transformation
I-7. Paramètres d’influence sur les températures de transformation
I-7.1. Influence de la composition
I-7.3. Influence de la taille de grain
I-7.4. Influence des précipités
I-7.5. Influence des traitements thermiques
I-7.5.1. Effet d’un maintien prolongé en phase β : vieillissement
I-7.5.2. Effet d’un maintien prolongé en martensite : stabilisation
CHAPITRE II : Propriétés thermomécaniques des AMF
II-1. Introduction
II-2. Effet mémoire simple EMSS
II-3. Effet mémoire double sens EMDS
II-3.1. Effet mémoire double sens assisté EMDSA
II-4. Effet superélastique
II-5. Effet caoutchoutique
II-6. Effet d’amortissement
CHAPITRE III: Principaux alliages a mémoire de forme
III-1. Introduction
III-2. Les alliages base cuivre
III-2.1. Alliage Cu-Zn-Al
III-2.1.1. Présentation de l’alliage Cu-Zn-Al
III-2.1.2. Métallurgie de Cu-Zn-Al
III-2.1.3. Les phases de l’alliage à mémoire de forme Cu-Zn-Al
III-2.2 Alliage Cu-Al-Ni
III-2.3 Alliage Cu-Al-Be
III-3. Les alliages base fer
III-4. les alliages base Ti-Ni
III-5. Propriétés des trois principales familles
III-6. Applications
III-6.1. Introduction
III-6.2. Connecteur électrique à mémoire de forme, éduqué double effet
III-6.3. Fermeture de gaines de ventilation
III-6.4. Applications médicales
III-6.4.1. Plaques d’ostéosynthèse
III-6.4.2. Implants dentaires
III-6.4.3. Agrafes
III-6.4.4. Stent
III-6.4.5. Arcs dentaires
III-6.4.6. La réalisation d’implants temporaires en AMF
a. Réduction de fracture
b. Filtre à caillots sanguins
III-6.5. Applications aéronautiques
III-6.5.1. Manchon d’accouplement
III-6.5.2. Dispositif Frangibolt
III-6.5.3. Panneaux solaires
III-6.5.4. Ouverture d’une trappe
III-6.6. Applications diverses
CHAPITRE IV : Techniques expérimentales
IV-1. présentation des alliages
IV-2. Traitement de bétatisation (austénitisation)
IV-3. Techniques de caractérisation
IV-3.1. Caractérisation thermique
IV-3.1.1. Mesure par DSC
IV-3.1.2. Mesure par la variation de la résistance électrique
IV-3.2. Caractérisation mécanique (par dispositif de traction)
CHAPITRE V: Résultats et Discussions
V-1. Caractérisations préliminaires
V-1.1. Caractérisation par DSC
V-1.2. Caractérisation par mesure de la résistance électrique
V-2. Caractérisation mécanique par des essais de traction
V-2.1. Introduction
V-2.2. Description d’un cycle thermomécanique
V-2.3. Effet des contraintes croissantes sur la transformation
V-2.3.1. Effet de la contrainte sur la température de début de la transformation MS (σ)
V-2.3.2. Effet de la contrainte appliquée sur la déformation en martensite (εm )
V-2.3.3. Effet de la contrainte sur la déformation résiduelle (εr )
V-2.4. Effet du cyclage sur la transformation
V-2-4.1.Effet du cyclage sur les températures de transformation
V-2.4.2. Effet du cyclage sur les déformations martensitique et résiduelle
V-3. Effet des essais thermomécaniques sur la Transformation
V-3.1. Mesure par DSC
V-3.2. Mesures de la résistance électrique
V-4. Effet d’un traitement de bétatisation
Conclusion
Références bibliographiques
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