Etude des comportements electro-thermomécaniques et de la stabilisation martensitique d’alliages

Gonzalez, Cezar Henrique

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2. Alliages à mémoire de forme

2. LES ALLIAGES A MEMOIRE DE FORME     2.1. Familles dalliages à mémoire de forme 2.2. Les alliages à base cuivre 2.2.1. Caractéristiques des phases 2.2.1.1. Phases déquilibre des diagrammes binaires 2.2.1.2. Phase austénitique 2.2.1.3. Phase martensitique 2.3. Caractéristiques des alliages Cu-Zn-Al 2.4. Caractéristiques des alliages Cu-Al-Be 2.5. Stabilisation martensitique 2.5.1. Influence des traitements thermiques 2.5.2. Hypothèses du phénomène de stabilisation 2.5.2.1. Piégeage des interfaces 2.5.2.2. Changement dordre configurationnel de la phase martensitique      

Ce chapitre présente les familles des alliages à mémoire de forme et leurs principales caractéristiques. Les phases déquilibre (ou de décomposition), austénitique et martensitique des systèmes des alliages à base cuivre sont présentées, détaillant leurs structures cristallines, propriétés et autres caractéristiques. La mise au point des alliages ternaires à partir des systèmes Cu-Zn et Cu-Al est exposée, ainsi que les caractéristiques des alliages Cu-Zn-Al et Cu-Al-Be. La dernière section est consacrée à une revue bibliographique sur les études de la stabilisation martensitique. Ce phénomène dégrade les propriétés des alliages à mémoire de forme, résultant en la perte de mémoire ou amnésie. Les principales hypothèses des causes de la stabilisation de la martensite sont abordées.

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2.1. Familles dalliages à mémoire de forme   Les propriétés de mémoire de forme peuvent apparaître dans alliages avec structures cristallographiques diverses. Les alliages sont classés selon la nature des phases austénitique et martensitique : alliages à composés intermétalliques de structure austénitiqueβ cubique centré, métaux et alliages présentent formes allotropiques (Co et ses alliages, Ti et Fe 3 Pt) et les alliages à transition cubique⇒tétragonal (alliages à base In et à base MnCu) /46/.   Dans ce travail, nous nos intéressons aux alliages du premier groupe. Ces alliages présentent les meilleures performances en terme de propriétés thermoélastiques, et les plus utilisés dans applications technologiques. Ils sont divisés en familles en fonction de la composition chimique : base cuivre, base fer, Au-Cd, Ag-Cd et Ti-Ni. Les alliages à base de Ti-Ni présentent un grand potentiel dapplication en raison de leurs excellentes propriétés mécaniques, de la bonne stabilité de leurs propriétés de mémoire de forme, mais également grâce à leur bio-compatibilité. Actuellement, ces alliages font lobjet de nombreux travaux et développements dans les domaines de laérospatiale, de la robotique et du biomédical. Le principal avantage des alliages à base cuivre est économique. Effectivement, les métaux constituant des ces alliages, les processus délaboration des poly et monocristaux sont moins coûteux par rapport aux alliages à base Ti-Ni. La relation coût/bénéfice rend les alliages à base cuivre très compétitif pour des applications industrielles de leffet mémoire de forme.     2.2. Les alliages à base cuivre   Lafigure 2.1 une classification des alliages à base cuivre par rapport aux présente systèmes binaires. Les diagrammes des phases déquilibre binaires sont montrés sur lafigure 2.2. Dans un certain domaine de composition, ces systèmes présentent une phaseβ à haute température, aussi appelée phase deHume-Rothery, avec une concentration délectrons par atome denviron 1,5. Une trempe à partir de cette phase permet dobtenir la phaseβ   métastable à basse température. Un refroidissement subséquent donne lieu à transformation de phase martensitique. La température de transformationM S  le type de martensite et dépendent de la composition chimique des alliages, comme lillustre lafigure 2.3. La température de transformation martensitique peut être modifiée avec ladition dun troisième _________________________________________________________________________________________   40

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élément chimique. Pour le système Cu-Zn, cette addition a par objectif daugmenter la température de transformation, par exemple addition daluminium (figure 2.4), et pour le système Cu-Al de la diminuer, par exemple laddition de béryllium (figure2.14.b).    

               

S stèmes des allia es à mémoire de orme à base cuivre

Cu-Zn Cu-Al

Cu-Zn-x Cu-Al-x    x = Al, Sn, Si, Mn, Ga x = Ni, Mn, Be

Cu-Sn

Figure 2.1.de la famille des alliages à base cuivre.Classification    

a)Diagramme binaire du système Cu-Zn.

 

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  b)Diagramme binaire du système Cu-Al.  

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    c)Diagramme binaire du système Cu-Sn. Figure 2.2.Diagrammes binaire des phases déquilibre des systèmes:a)Cu-Zn;b)Cu-Al;c)Cu-Sn. _________________________________________________________________________________________   42

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  Figure 2.3.métastable superposé au diagramme partiel du système Cu-Al.Diagramme  

Figure 2.4.Diagramme du système ternaire Cu-Zn-Al.

 

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2.2.1. Caractéristiques des phases   Les phases déquilibre des diagrammes des alliages à base cuivre sont structurellement et morphologiquement analogues. Ces phases peuvent être décomposées par traitements thermiques (par exemple : traitements isothermes) ou pendant le chauffage à vitesses variables. Lafigure 2.5présente les décompositions des phases du système binaire Cu-Al par mesures de calorimétrie à une vitesse de chauffage de 2°C.mn -1 /47/.  

  Figure 2.5.Séquences de décomposition des phases du Cu-12,4%Al pendant le chauffage. Calorimétrie, vitesse de chauffage de 2°C.min -1 /47/.     2.2.1.1. Phases déquilibre des diagrammes binaires   La phase   α a une structure cubique à faces centrées. Elle se forme soit à partir de la phase liquide, soit par décomposition de la phaseβ. La morphologie de la phaseα est aciculaire lorsquelle se forme à haute température, sous forme de lamelles à basse température. Cette phase est très malléable et sa résistance mécanique augmente avec la concentration en aluminium.   La phaseγ a une structure ordonnée complexe à cube centré, avec une composition stchiométrique Cu 5 Zn 8  ou Cu 9 Al 4  (γ 2 ). Elle présente une morphologie nodulaire qui peut progresser sous forme de rosettes par précipitation à partir de la phaseβ, ou former lamelles en présence de la phaseα. Dupoint de vue mécanique, cette phase est dure et très fragile. 

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La phaseβ àtempérature a une structure cubique centrée désordonnée haute (structure A2), avec une composition stchiométrique CuZn ou Cu 3 Al. Cette phase peut se décomposer en dautres phases pendant un refroidissement lent (transformation du type eutectoide). Laugmentation de la vitesse de refroidissement inhibe la décomposition résultant en des phases métastables (austénitique ou martensitique).     2.2.1.2. Phase austénitique   La phaseβ de ces alliages présente lors de refroidissements (suffisamment rapides pour éviter les réactions de précipitations) une ou plusieurs transitions de mise en ordre. La figure 2.6structures ordonnées à partie de la phaseprésente les configurations atomiques des β(A2): B2 (type CsCl), DO 3 (type Fe 3 Al), L2 1 (type Cu 2 AlMn).  

O 3

2

2

2 1

A B C

  Figure 2.6.Représentation atomique des structures.

  La formation de ces différentes structures dépend de la composition chimique de lalliage et des énergies déchange entre les espèces datomes. Chaque espèce datome occupe un type de site du réseau cristallin.Indena déduit les diagrammes des configurations atomiques les plus stables à partir de lapproximation du modèle deBragg-Williams-Gorski (BWG) /48,49/. Ces configurations ont été déterminées en fonction des paramètres énergétiquesW 1 etW 2  qui représentent les énergies déchange entre les paires datomes des   premiers et seconds voisins. Lafigure 2.7 présente les diagrammes de phase et de configuration des tendances de mise en ordre entre les premiers et seconds voisins. Pour les

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alliages de Cu-Zn-Al, les structures B2 et DO 3  sont obtenues respectivement pour les compositions stchiométriques du Cu-Zn et du Cu 3 Al (figure 2.7.c).  

    a) b) Figure 2.7.de mise en ordre en fonction de la température et deDiagrammes représentant les différents types la concentration:a)de phase pour un rapport de énergie entreDiagrammes de configuration et premiers et seconds voisins de W 1 = 2W 2 ;b)Diagramme pour les alliages Cu-Zn et Au-Zn /48,49/.   Les états dordre ne sont pas parfaits, les échanges des atomes dans le réseau cristallin modifient le degré dordre atomique. Dans un alliage de composition stchiométrique chaque espèce datomes se place sur un site précis du réseau cristallin. Ce réseau est divisé en sous réseaux de façon que chaque atome soit entouré préférentiellement datomes de lautre espèce. Le degré dordre est défini comme un paramètre en fonction des probabilités doccupation des sites du sous réseaux par les différentes espèces datomes. Lalliage est dit ordonné à longue distance lorsque les atomes de la même espèce sont placés sur un même sous réseau. Le concept dordre peut aussi changer en fonction du système de référence. Le réarrangement datomes par rapport à son voisinage est considéré un désordre local ou à courte distance.   Les alliages ternaires possèdent normalement une structure du type DO 3   (formule [AC] 3 B). La différence entre les structures DO 3  et L2 1  se situe essentiellement sur la nature des atomes en présence. Lorsque les atomes peuvent être distingués, la structure la plus représentative est celledHeusler (formule - A 2 BC). Cette configuration est admise par exemple pour les alliages: Cu-Zn-Al, Cu-Zn-Au et Cu-Al-Ni. Lafigure 2.8présente le cas des alliages Cu-Al-Mn qui peuvent sordonner DO 3 et L2 1 . Au-dessous de 350°C, les structures se décomposent en une phase riche en Cu 2 -Mn-Al et une phase riche en Cu 3 -Al. Cette séparation   _________________________________________________________________________________________ 46

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sopère par un réarrangement datomes de Cu et de Mn sur lun des sous réseaux de la structure. La séparation de la structure ordonnée en deux structures ordonnées est attribuée à une réaction de décomposition spinoidale assistée par lacunes de miscibilité (Cu 3-x Mn x Al est ordonné DO 3 pour x < 0,5 et L2 1 pour x > 0,5) /50,51/. Ces deux types de structures ont été observés pour les alliages Cu-Al-Be /52/.Moreau proposé que ces alliages puissent aussi a sordonner en fonction de la concentration de béryllium /53/.  

  Figure 2.8.Diagramme de phase des alliages Cu 3-x Mn x Al indiquant la séquence de mise en ordre /50/.

    2.2.1.3. Phase martensitique   La phase martensitique des alliages à base cuivre peut se présenter sous des formes structurales variées selon la composition chimique et létat ordonné hérité de la phase austénitique. Toutes les structures des martensites des alliages à base cuivre et Ti-Ni peuvent être représentées par un empilement de plans compacts de type cubique de face centrée. Le type dempilement de la martensite dépend de la concentration électronique par atome (e/a), et le nombre de plans denses de la maille dépend de lordre hérité de la phase mère.   Les différents types de martensite sont classifiées en:α,βetγ. Les représentations structurelles des types de martensites sont présentées sur lafigure 2.9, et leurs principales caractéristiques sont indiquées dans letableau 1.1. La nomenclature deRamsdellclassifie les martensites en fonction de la structure et de la périodicité des plans compacts (exemple : 3R,

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9R). Lorsque la martensite est transformée à partir de phaseβ ordonnée DO 3  L2 ou 1 , la périodicité des fautes des empilements des différentes martensites sont doublées (exemple : 6R, 18R). De plus, les martensitesαetγprésentent une microstructure maclée internement. Les structuresβ aussi présenter une distorsion orthorhombique de quelques degrés peuvent (monoclinique), donc elles sont identifiées par M9R ou M18R /6/.  

   

Tableau 2.1.Caractéristiques des martensites des alliages à base cuivre.  Type de Composition (e/a)   Structure   Phase Nomenclature   Martensite Empilement Mère  Conv. Ramsdell CFC B2 α 3R 2 α DO ABC < 1,42 3   α 1 6R   L2 1   α 3 6R   Orthorhombique B2 β 2   9R 1,42 >e/a  DO < 1,50  ABCBCACAB 3   β 1   18R L2 1   β 3   18R Hexagonal B2 γ 2   2H AB DO 3   γ 1   4H L2 1   γ 3 4H  

β   

γ

>1,50

  Figure 2.9. Mailles élémentaires des structures martensitiques:α 1 β 1  etγ 1  (Ramsdell: 6R, 18R et 2H  Zhdanov: (1) 6 ,(21) 6 et (11)) /6/.         _________________________________________________________________________________________   48

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  2.3. Caractéristiques des alliages Cu-Zn-Al    Les alliages du système binaire Cu-Zn possèdent propriétés mécaniques relativement bonnes. La transformation martensitique dans ce système sopère à très basse température (< -100°C). Laddition dun troisième élément chimique entraîne dimportants changements de la températureM S , comme lillustre la figure2.10/54/. Ceci permet de choisir facilement les températures de transformation, amplifiant ainsi les domaines des applications de ces alliages à mémoire de forme.  

  Figure 2.10. Variation des températures de transformation martensitique M S  laddition dun troisième avec élément dans les alliages du système Cu-Zn (rapport e/a = constante) /54/.   Ladjonction daluminium entraîne lélargissement et le décalage de la phaseβ   vers les basses concentrations en zinc (figure 2.4). Dans la littérature existent plusieurs expressions pour détermination de la température de transformation en fonction de la composition, par exemple /13/ :  M S = 2318 - 171 %Al  61,9 %Zn(2.1) oùM S est la température de transformation en °C, et Al et Zn sont les pourcentages en poids pondéraux. Ces équations sont des formules empiriques, dont la marge derreur est relativement importante (Δ1%Zn≈60°C duM S ).   Les températures critiques de transformation ne sont pas une constante du matériau. Elles dépendent fortement de lhistoire thermomécanique de lalliage qui affecte plusieurs facteurs tels que le degré dordre à long distante, la taille des grains, la concentration des

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