Etude par spectroscopie mécanique et microscopie électronique en transmission de la stabilité thermique
Description
Chapitre 2 : Etude bibliographique CHAPITRE 2 Bibliographie CHAPITRE 2 ___________________________________________________________________5 1 La transition vitreuse ________________________________________________________________6 2 Des verres métalliques massifs_________________________________________________________9 3 Des amorphes présentant des défauts __________________________________________________10 4 De l’état vitreux à la cristallisation ____________________________________________________11 4.1-Mode de diffusion dans les verres métalliques _________________________________________________ 12 4-2 Mise en évidence de la cristallisation ________________________________________________________ 14 4-3 Décomposition de la matrice amorphe _______________________________________________________ 16 4-4 Echelle de la cristallisation 19 4-5 Identification des premières phases cristallographiques __________________________________________ 19 4-6 Des phases quasicristallines _______________________________________________________________ 20 4-7 Devenir des premières phases______________________________________________________________ 23 5-Effet de l’oxygène __________________________________________________________________24 6-Aptitude à la déformation des verres métalliques ________________________________________25 6.1 Description ____________________________________________________________________________ 27 6.2 Approches ...
Informations
| Publié par | Uslio |
| Nombre de lectures | 40 |
| Langue | Français |
Extrait
CHAPITRE 2
Chapitre 2 : Etude bibliographique
Bibliographie
___________________________________________________________________ CHAPITRE 25
1 La transition vitreuse 6 ________________________________________________________________
2 Des verres métalliques massifs ______________________________________________9 ___________
3 Des amorphes présentant des défauts 10 __________________________________________________
____________________________________________________ 4 De l’état vitreux à la cristallisation 11 q es _________________________________________________ 12 4.1-Mode de diffusion dans les verres métalli u ________________________________________________________ 4-2 Mise en évidence de la cristallisation 14 4-3 Décomposition de la matrice amorphe _______________________________________________________ 16 ________________________________________________________________ 4-4 Echelle de la cristallisation 19 4-5 Identification des premières phases cristallographiques _____________________________ 19 _____________ 4-6 Des phases quasicristallines 20 _______________________________________________________________ premières phases ______________________________________________________________ 4-7 Devenir des 23
5-Effet de l’oxygène _________________________________________________________________24 _
6-Aptitude à la déformation des verres métalliques ______________________25 __________________ 6.1 Description ________ 27 ____________________________________________________________________ 6.2 Approches phénoménologiques de la déformation 29 ______________________________________________ 6.3 Modèle des défauts quasi-ponctuels ________________________________________________________ 33 _
Thèse - VAN DE MOORTELE, Bertrand
5
Bibliographie
Chapitre 2 : Etude bibliographique
Dans un premier temps nous ferons quelques rappels sur le phénomène de transition vitreuse qui est commun à lensemble des matériaux amorphes. Puis après avoir évoqué rapidement lhistorique des verres métalliques, nous verrons à travers plusieurs exemples que le mode de décomposition des verres métalliques est très sensible à la composition. Nous verrons que de nombreuses questions se posent encore sur le mode de dévitrification des alliages que nous étudierons (décomposition spinodale ou nucléation et croissance), en particulier nous insisterons sur le débat qui existe à propos de la formation de phases quasicristallines dans les verres métalliques. Nous tenterons de mettre en évidence le fait quil existe peu de travaux incluant des analyses chimiques directes qui permettraient de trancher entre les différentes interprétations. Enfin nous ferons une description des modèles couramment utilisés pour expliquer le mode de déformation des matériaux amorphes et présenterons le modèle que nous utiliserons par la suite.
1 La transition vitreuse Un verre est un solide qui se caractérise par labsence dordre à longue distance. La figure 2.1 illustre le cas de la silice cristallisée et amorphe où lon voit que lordre à courte distance nest pas modifié et que seul lordre à longue distance est différent. Pour comprendre lorigine dune telle différence, il faut remonter à la formation dun amorphe. Lorsque lon regarde un diagramme du volume spécifique (ou de lenthalpie) en fonction de la température, où lon a tracé les fonctions le volume (ou de lenthalpie) de létat liquide et cristallin, on saperçoit quen deçà dune certaine température, létat le plus stable dun matériau est la phase cristalline. Cependant il arrive quau passage de la température de cristallisation, la transformation liquide-cristal ne se produise pas. Ce phénomène se comprend si lon admet que la cristallisation nécessite la formation de germes pour lesquels il y a compétition entre lénergie de surface luttant contre la croissance de ces germes et lénergie de volume favorisant leur croissance. Leur
Figure 2.1 : ordre à courte distance dans la silice cristallisée (a) et amorphe (b).
Thèse - VAN DE MOORTELE, Bertrand
H,V
état vitreux
Liquidesurfondu
cristal
liquide
TgTfT Figure 2.2 : variation de lenthalpie ou du volume en fonction de la température.
6
Chapitre 2 : Etude bibliographique
développement ne pourra se faire que sils atteignent une taille critique. Dans certaines conditions, il arrive que ces germes natteignent pas cette taille et ceci principalement en raison dune descente en température trop rapide au regard de la mobilité atomique. Le système se retrouve dans un état métastable appelé liquide surfondu. Dun point de vue thermodynamique cela signifie que le système adopte une fonction denthalpie qui est le prolongement vers les plus basses températures de la fonction denthalpie décrivant létat liquide. En deçà dune certaine température, le système est incapable de suivre cet état métastable. Il se produit alors ce que lon appelle la transition vitreuse, la courbe denthalpie du système sécarte progressivement de létat surfondu pour suivre une droite parallèle à lenthalpie libre du cristal. Cette transition ne se produit pas à une température fixe mais à une température dautant plus haute que la vitesse de refroidissement est élevée. La transition vitreuse nest donc pas une transition classique au sens de la thermodynamique puisque les systèmes étudiés sont hors déquilibre. Pour sen persuader, il suffit de rappeler que la thermodynamique distingue deux types de transition : les transitions du premier et du deuxième ordre. Dans le cas dune transition du premier ordre, la fonction denthalpie libre est continue mais les dérivées de celle-ci sont discontinues (exemple de la transition liquide-cristal où le volume subit une discontinuité). Lors dune transition du second ordre, lenthalpie libre et ses dérivées premières sont continues et seules les dérivées secondes sont discontinues. Cest ce qui est observé dans le cas de la transition vitreuse. Mais de part et dautre de la transition, létat le plus stable est le liquide surfondu, ce qui est contraire à lidée de transition. De plus la transition vitreuse est dépendante de lhistoire thermique en ce sens quelle est fonction de la vitesse de trempe ce qui nest jamais le cas dune température de fusion par exemple. La figure 2.3 est un thermogramme de DSC (pour calorimétrie différentielle à balayage, DSC en anglais) obtenu sur un verre métallique Pd40Ni10Cu30P20 une vitesse de montée en température de 10 à °C.min-1phénomène étalé qui recouvre toute une gamme de. La transition vitreuse apparaît comme un température. Il est alors nécessaire de définir le choix dune température dans cette zone. Pour notre part la température de transition vitreuse Tgles deux températures de fin etsera définie comme la moyenne entre
our une vFiitgeusrsee2d.e3:mtohnetrémeoegrnatemmmpeédraetuDrSeCdeob1t0e°nCu.smuirnl-1aldPega.il40Ni10Cu30P20, p
Thèse - VAN DE MOORTELE, Bertrand
7
Chapitre 2 : Etude bibliographique
début de la zone de transition vitreuse comme indiqué sur la figure 2.3. De plus, lorsque lon donne la valeur de Tg, il est nécessaire de spécifier les conditions dans lesquelles celle-ci a été mesurée puisque sa valeur dépend du temps dobservation et des conditions d'évolution de la température. Pour expliquer la transition vitreuse, plusieurs théories ont été élaborées. La première est celle dite du volume libre développé par Cohen et Turnbull [Coh1959]. Le concept du volume libre repose sur le fait quun matériau amorphe occupe un volume plus important à létat amorphe quà létat cristallin. Chaque atome possède alors en moyenne un volume excédentaire vf. Lhypothèse est que ce volume excédentaire peut être redistribué entre les atomes sans changement dénergie du système. A cela sajoute le fait que ce volume libre doit être nul en deçà dune température T0et croître continuemenent avec la température au-dessus de T0. Le temps moyen de relaxationτmol(temps mis par une unité structurale pour se déplacer dune distance égale à sa dimension) est donné par la relation de Vogel-Fulcher-Tamman [Tam1926] :
τmol= τ0exp⎝⎜⎛T−BT0⎟⎞⎠
(2.1)
Aussi cette approche permet de décrire correctement lévolution de la viscosité pour des températures proches de la transition vitreuse et ce sur plusieurs décades. Pour autant, il faut nuancer cela en signalant que plusieurs hypothèses de cette théorie sont contredites par lexpérience. Par exemple, il est prévu que le temps de relaxation doit être constant pour une température inférieure à la température de transition vitreuse, ce qui est contredit par lexpérience. Une autre approche est celle d'Adam et Gibbs [Ada1965]. Dans cette théorie, le système est partagé en N sous-systèmes ou unités structurales. Les mouvements atomiques peuvent sopérer si sous leffet dune fluctuation thermique, un réarrangement coopératif dun ensemble dunités structurales se produit. On aboutit alors pour le temps de relaxation à lexpression suivante :
τmol= τ0exp∆µ∆⎛⎜lnp2 1g⎞⎟⎟⎟ ⎜⎜ ⎝TCTTln2⎠
(2.2)
avec∆µla barrière denthalpie libre sopposant au réarrangement coopératif,∆Cp la différence de chaleur spécifique entre état liquide et état vitreux, et enfin T2, température pour laquelle on admet que lentropie de configuration sannulerait si le liquide surfondu pouvait se maintenir en équilibre thermodynamique jusqu'à cette température. Une telle démarche implique lexistence dune température critique T2 la réalité à dont lheure actuelle est encore discutée, et au sujet de laquelle lexpérience ne peut fournir aucune information.
Plus récemment, Perez et al. [Per1988] ont développé une approche de la transition vitreuse que nous présenterons dans la section 6 de ce chapitre.
Thèse - VAN DE MOORTELE, Bertrand
8
Chapitre 2 : Etude bibliographique
2 Des verres métalliques massifs
De tous les matériaux amorphes qui nous entourent, cest le verre minéral qui fut découvert et maîtrisé le plus tôt, historiquement parlant. Ainsi était-il connu des Egyptiens et des Phéniciens, certaines traces dateliers darts du verre remontant à lEgypte ancienne. Pour comprendre cela, il suffit de considérer que ces systèmes, comme la silice, sont très facilement amorphisables en raison de leur très forte viscosité à létat liquide, expliquant ainsi une maîtrise rapide. Dans le cas des métaux, les vitesses de trempe nécessaires pour obtenir des amorphes sont élevées voire impossibles à atteindre dans le cas des métaux purs. Ainsi le premier verre métallique na été obtenu quen 1960 par Klement et al. [Kle1960], dans le système AuSi. A lépoque, les alliages étudiés étaient principalement binaires, AuPb ou GdFe par exemple. Ils nécessitaient des vitesses de trempe de lordre de 106°C.s-1 évaporation permettaient datteindre ces. Les techniques de préparations par trempe sur roue ou
vitesses, mais lépaisseur des échantillons était faible (environ 25µm pour la trempe sur roue). Cette forme
d'échantillons ne permettait pas de faire de caractérisation complète des propriétés mécaniques.
Il a fallu attendre près de 15 ans pour que Chen et al. [Che1974] évoquent pour la première fois lélaboration dun verre métallique massif dans le système Pd76Cu6Si18en atteignant une épaisseur record à lépoque de 3 mm. Le véritable essor des verres métalliques massifs na eu lieu quà la fin des années 80 avec la découverte de nombreux systèmes pour lesquels il était possible dobtenir des amorphes métalliques massifs : Mg-Ln-TM [Ino1988], Zr-Al-TM [Ino1993] Zr-Ti-TM-Be [Pek1993] (TM étant labréviation utilisée en anglais pour métaux de transition). Les vitesses de trempe limites de ces systèmes, de 100 à 1 °C.s-1 , permettent donc dobtenir des échantillons massifs. Certains de ces alliages, comme le Vit1 et le Vit4, ont fait lobjet dune commercialisation. Lidée de pouvoir utiliser ces matériaux pour des applications expliquait alors lengouement pour létude de ces matériaux. Pour autant, nous évoquerons, dans le chapitre 4, quelles sont les limites actuelles des applications possibles de ces matériaux. Dans le même temps des alliages modèles comme le PdCuNiP [Ino1996] permettaient datteindre des épaisseurs de plus de 70 m
Figure 2.4 : diagramme ternaire rendant compte de la qualité amorphe des alliages en fonction de leu composition (daprès [Ino1988]).
Thèse - VAN DE MOORTELE, Bertrand
9
Chapitre 2 : Etude bibliographique
Des études systématiques sur la composition des alliages amorphisables ont été menées afin de déterminer les diagrammes de composition aboutissant à l'obtention de verres métalliques et dessayer ainsi de comprendre ce qui conduisait à ce quun alliage devienne amorphe ou non. La figure 2.4 est un diagramme de composition pour lalliage LaAlNi dans lequel apparaît létendue de la zone de liquide surfondu en fonction de la composition. Nous voyons que toute une gamme de composition permet dobtenir un alliage amorphe avec une zone de liquide surfondu plus ou moins grande. Actuellement, aucune raison na pu être donnée pour expliquer la formation dun verre pour les différentes compositions. Néanmoins, les nombreux alliages ayant permis dobtenir des amorphes métalliques ont conduit à édicter 3 lois empiriques expliquant quun alliage était amorphisable ou ne létait pas [Ino1995, Ino1997] : 1- le système doit contenir au moins 3 types datomes différents, 2- la différence de taille entre les atomes doit être au moins de 15%, 3- lenthalpie de mélange entre certaines espèces chimiques doit être négative. Ces trois lois empiriques ont été résumées sous le concept de glass forming ability (GFA) que lon pourrait traduire par capacité à former des verres. Actuellement la seule voie dinvestigation pour trouver de nouveaux alliages consiste donc à explorer, en partant de ces lois, les diagrammes de compositions et de mesurer les propriétés damorphicité des alliages obtenus. Dans le cadre de notre collaboration avec le CRETA de Grenoble nous pouvons citer la thèse de Nicolas CLARET dans laquelle une partie importante est consacrée à la recherche de nouveaux alliages à base fer ainsi quà la caractérisation par méthodes globales de verres métalliques (diffraction de neutrons par exemple).
3 Des amorphes présentant des défauts
He et al. [He2000] ont montré que dans lalliage Zr52.5Ni14.6Al10Cu17.9Ti5, était possible dobserver il des cristaux, que nous appellerons primaires, figure 2.5, noyés dans une matrice amorphe. La taille de ces
particules, de 0.5 à 1µm, plaide pour une cristallisation
lors du refroidissement. Les analyses de composition ont montré que ces cristaux étaient dans ce cas enrichis en aluminium. Les auteurs ont montré également que ces particules lors des recuits en température étaient stables, ne subissaient aucune croissance et ne Figure 2.5 : micrographie en champ clair dun cristal primaire et diffraction dun de ces cristau perturbaient pas la séquence de cristallisation de la selon lazimuth [110] (daprès [He2000]). matrice amorphe environnante.
De la même manière Wanderka et al. ont étudié leffet de la vitesse de refroidissement sur la formation de tels cristaux dans lalliage Zr46.8Ti8.2Cu7.5Ni10Be27.5. Ils ont identifié la phase ZrBe2contenant un
Thèse - VAN DE MOORTELE, Bertrand
10
Chapitre 2 : Etude bibliographique
peu de titane, de nickel et de cuivre [Wan1999a, Wan1999b] et une phase orthorhombique enrichie en zirconium et appauvrie en nickel et cuivre. Les deux exemples ont de commun que les matériaux ont été obtenus pour de faibles vitesses de refroidissement par rapport à ce qui est généralement pratiqué. Les auteurs sous-entendent ainsi que pour des vitesses plus importantes il ny a pas de cristallisation primaire. En particulier Wanderka prétend que pour une vitesse de refroidissement supérieure à 20 °C.s-1, aucun cristal primaire ne se forme dans le Vit4 et ceci en sappuyant principalement sur une caractérisation par diffraction des rayons X. Pour autant le même auteur reconnaît que la diffraction X nest pas un moyen expérimental suffisant pour mettre en évidence un taux de cristallisation inférieur à 1 % ou de faible taille [Wan1999a]. Généralement cette cristallisation 'parasite' nest pas évoquée car elle ne perturbe pas les propriétés du matériau, sauf dans des cas particuliers que nous aborderons dans le quatrième chapitre. Néanmoins il semble qu'elle se fasse dans de nombreux alliages. Son origine est parfois attribuée à une cristallisation hétérogène sur des bords du moule de coulée ou, comme nous le verrons dans la section 5 de ce chapitre, à la présence de loxygène.
4 De l’état vitreux à la cristallisation L'état amorphe est d'un point de vue thermodynamique un état hors d'équilibre. La représentation schématique, figure 2.6, de l'énergie du système en fonction dune coordonnée de configuration du système permet de mieux comprendre ce que cela signifie et implique sur l'évolution de ces systèmes. Le point A correspond à un état vitreux. A une température en deçà de Tg, le système bien que hors d'équilibre ne rejoint pas, à notre échelle de temps, un état métastable ou stable (respectivement C ou D). L'augmentation de la température jusquau voisinage de Tg ou au-delà permet au système de "glisser" dans un premier temps vers létat de liquide surfondu qui correspond au point B. Cettecoordonnée de configuration
représentation est valable pour l'ensemble des systèmes amorphes. Dans le cas des verres métalliques, un puits métastable correspond, au cours dune montée en température, ou dun recuit isotherme, à la formation de phases cristallines métastables. La température à laquelle se feront les traitements isothermes, ou encore la vitesse de balayage en température, modifiera les hauteurs respectives des
barrières dénergie∆G1et∆G2. Comme nous allons le voir dans la suite de ce
Thèse - VAN DE MOORTELE, Bertrand
enthalpie libre G
C
B
A
D Figure 2.6 : énergie du système en fonction dune coordonnée de configuration du système.
11
Chapitre 2 : Etude bibliographique
chapitre, lexistence dune étape intermédiaire est fonction de la composition mais également du type de traitement thermique (chapitre 5). Dans certains cas, la composition des phases cristallines qui se forment est fortement différente de celle de lalliage amorphe. Il est alors nécessaire quune diffusion à longue distance sopère dans le matériau amorphe. Le phénomène de diffusion, bien connu dans le cas des métaux, reste sujet à discussion dans le cas des amorphes.
4.1-Mode de diffusion dans les verres métalliques Dans le cas des alliages métalliques, on distingue deux mécanismes de diffusion différents. Le premier mécanisme est une diffusion par site interstitiel où un atome vient occuper un espace entre deux autres atomes. Ceci peut se produire si la taille de latome est suffisamment petite au regard des distances entre les deux autres atomes. Cest le cas du carbone dans lacier venant se placer entre les atomes de fer. Le second mécanisme est une diffusion qui se produit grâce aux défauts ponctuels du type lacunaire. Un atome peut alors passer dun site à un autre et de proche en proche sopère une diffusion. On peut également évoquer la diffusion dans les joints de grains qui dans le cas des verres métalliques nexistera pas. Les matériaux amorphes par définition n'ont pas de réseau cristallin et la question du mode de diffusion peut effectivement se poser. La notion de volume libre, évoquée précédemment, est bien souvent interprétée comme un partage entre tous les atomes de ce volume supplémentaire. Nous allons voir dans les quelques exemples qui suivent que la diffusion dans des matériaux amorphes nest pas interprétée de la même manière par tous.
Fielitz et al. [Fie1999], ainsi que Macht et al. [Mac2001], ont effectué des mes du coefficient de diffusion pour différents atomes (Fe, B, Be) en fonction de la température dans les alliages Vit1 et Vit4. Afin de décrire les coefficients de diffusion par une loi du type Arrhénius, il est nécessaire de distinguer deux régimes de température pour lesquels il faut définir à chaque fois un coefficient pré-exponentiel et une énergie dactivation (figure 2.7). La température à laquelle se produit ce changement ne semble pas être directement reliée au rayon atomique de latome qui diffuse. L interprétation selon ces auteurs est quà haute température la diffusion atomique est coopérative et ne lest pas à basse température. De la même manière, Ehlmer et al. [Ehm1998], en comparant dans lalliage Vit4 la diffusion de deux isotopes du cobalt à longue
Thèse - VAN DE MOORTELE, Bertrand
ures expérimentales
Figure 2.7 : coefficients de diffusion en fonction de la température de différentes espèces chimiques dans les alliages Vit1 et Vit4 (daprès Fie1999 . 12
Chapitre 2 : Etude bibliographique
distance, ont montré que la diffusion était gouvernée par un phénomène collectif dune dizaine datomes. Une autre interprétation a été envisagée par Rehmet et al. [Reh2001]. Pour cela, ils ont étudié la diffusion du béryllium dans la zone du liquide surfondu du Vit4. Ils en concluent quil nexiste quun seul mode de diffusion dans les verres métalliques. Les changements dans les coefficients pré-exponentiels et les énergies dactivation en fonction de la température observés par Ehlmer et al. [Ehl1998] sont, selon eux, une conséquence dun changement structural de lamorphe (variation du volume libre dans la zone de liquide surfondu) et non pas dun nouveau mode de diffusion. Pour ces auteurs la diffusion des atomes se fait de manière coopérative, et ceci même pour les atomes les plus petits comme le béryllium. Pour notre part, nous nous placerons dans une approche plus nuancée. La figure 2.8 est tirée dun ouvrage consacré à létude des matériaux non cristallins [Per2001]. Les valeurs des coefficients de diffusion en fonction de la température sont reportées en fonction de la température dans le cas de diffusion interstitielle et substitutionelle. Comme on peut le voir, ces deux modes occupent chacun une zone de lespace du graphe.
Sur ce même graphe ont été reportées des valeurs de coefficient de diffusion de différents types datomes qui ont été mesurées expérimentalement dans des amorphes métalliques. Il nest pas possible de distinguer dans ce cas deux régions, liées à deux modes de diffusion, mais une seule reliant les deux régions définies précédemment. Le mode de diffusion dans les verres métalliques serait donc intermédiaire et ceci en raison du caractère collectif des mouvements dans les amorphes. On comprend que plus latome diffusant aura un rayon atomique important, plus le nombre datomes intervenant dans le processus collectif sera important.
Figure 2.8 : coefficients de diffusion de différents types datomes mesurés dans les alliages métalliques amorphes et cristallins.
En résumé, nous admettrons que la diffusion des petits atomes seffectuera selon un mode plutôt interstitiel. Dans le cas des atomes plus gros la diffusion sera possible grâce à lexistence de fluctuations du volume libre, concept voisin de la lacune mais dans un amorphe, et à un mouvement coopératif des atomes.
Thèse - VAN DE MOORTELE, Bertrand
13
Chapitre 2 : Etude bibliographique
4-2 Mise en évidence de la cristallisation La figure 2.9 est un thermogramme de DSC obtenu par Xing et al. [Xin1997] sur lalliage Zr62Cu20Al10Ni8La partie de la courbe notée [T lors dune expérience de montée en température. g] correspond à la transition vitreuse décrite précédemment. Elle est suivie dune zone, notée [ZLS], qui correspond à la zone de liquide surfondu. Dans le cas des verres métalliques, cette zone est limitée vers les hautes températures par la cristallisation que lon reconnaît au pic exothermique noté Tx.
Fi
[Tg]
ZLS
[∆Tx]
Tx
ure 2.9 : Thermo ramme de DSC dans l'allia
e Zr
Cu
Al
Ni .
∆Tx est la largeur de la zone de liquide surfondu. Elle est définie comme la différence entre les températures de cristallisation et de transition vitreuse. Cette valeur dépend donc des définitions des températures de transition vitreuse et de cristallisation ainsi que de la vitesse de montée en température lors de leur détermination. Lun des buts des élaborateurs de verres métalliques est dobtenir un alliage avec une valeur de∆Txla plus élevée possible. La figure 2.10 est un diagramme de la vitesse
critique en fonction de∆Tx, la vitesse critique correspondant à la vitesse de descente en température pour laquelle il est encore possible dobtenir un amorphe. Nous voyons quil y a une relation directe entre cette valeur∆Txet la taille maximale des échantillons quil sera possible dobtenir. Figure 2.10 : diagr de la vitesse critique de amme refoidissement en fonction de∆Tx pour différents alliages métalliques amorphes.
Dans de nombreux cas, la séquence de cristallisation des verres métalliques est plus complexe que celle de lalliage Zr62Cu20Al10Ni8. Le thermogramme de la figure 2.11 montre que dans le cas de lalliage
Thèse - VAN DE MOORTELE, Bertrand
14
Chapitre 2 : Etude bibliographique
Zr69Cu12Ni10Al9la cristallisation seffectue en quatre étapes différentes (daprès [Fan2001a]). La question qui se pose alors est de savoir à quoi correspondent ces différentes transformations.
Figure 2.11 : thermogramme de DSC de lalliage Zr69Cu12Ni10Al9
Afin de mieux contrôler les étapes de la cristallisation, il est fréquent de procéder à des traitements isothermes à plus basse température que la température de cristallisation déterminée lors dune montée isochrone. Cest le cas correspondant à la figure 2.12 qui est une image haute résolution de lalliage Zr58Nb5Cu25Al12ayant subi un traitement thermique pendant 15 min à une température juste au-dessus de Tg[Fan2000]. Le temps de traitement correspond à la fin de la réaction relative au premier pic de DSC puisquun second passage montre que celui-ci a disparu. Les cristaux sont de taille nanométrique et dispersés uniformément dans la matrice amorphe. Le taux de cristallisation est proche de 50 %. On peut remarquer qu'à l'issue du premier pic de DSC, la matrice amorphe na pas complètement cristallisé. Le taux de cristallisation peut être extrêmement variable dun alliage à lautre. Revesz et al [Rev2001] rapportent quà un stade équivalent, c'est-à-dire à la fin du premier pic de DSC, seulement 15 % de lamorphe a cristallisé. Dans le cas dune faible cristallisation, les diffractogrammes obtenus en diffraction des rayons X présentent principalement un profil amorphe surmonté de très faibles pics.
Figure 2.12 : image en haute résolution dun alliage Zr58Nb5Cu25Al12nanocristallisé.
Thèse - VAN DE MOORTELE, Bertrand
agrandissement dune zone de la figure 2.12 permettant de distinguer correctement les franges de haute-résolution.
15
© 2010-2024 YouScribe