4. Étude de la stabilité thermique des matériaux
4.1. Étude de la stabilité thermique du système avec un rapport de Ti/Y>1
4.1.2. Étude de la recristallisation
Les traitements thermiques à hautes températures, peuvent engendrer les phénomènes de restauration, définie par le réarrangement des dislocations dans la structure cristalline, sans migration des joints de grains de haut-angle et/ou de recristallisation. Généralement, après recristallisation qui induit la formation d'une nouvelle structure granulaire, la diminution de la dureté est supérieure à 50%. Les conditions de recristallisation de ces aciers constituent une propriété très importante et leur connaissance et leur maitrise sont primordiales.
4.1.2.1. Étude par Microscopie Electronique en Transmission
Les observations en MET obtenues à faible grossissement, apportent une description à l’échelle micrométrique de la microstructure. La Figure 4-8 montre la microstructure des échantillons Ref-2 recuit 1h à 1400˚C et B recuit 1 h à 1300˚C.
Figure 4-8 : Microstructures observées en MET, sur les échantillons (a) : Ref-2 recuit 1h à 1400˚C ; (b) : B recuit 1 h à 1300˚C
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Le diamètre moyen des grains dans l’échantillon Ref-2 est d’environ 800 nm, et 580 nm dans la nuance B. Ces tailles de grains sont légèrement plus grandes après recuit mais aucune trace de recristallisation n’est observée. Ces deux matériaux sont très stables à haute température. Cette propriété est certainement due aux très nombreuses nanoparticules, dans les grains ainsi qu’aux joints de grains, qui bloquent ou du moins ralentissent les mouvements des joints et des dislocations comme illustré sur la Figure 4-9.
L’échantillon A (1% Fe2O3) présenté précédemment Figure 4-7, après 1h de recuit à 1300˚C a du être observé par microscopie optique pour obtenir une vision globale des grains tant l’échelle de taille a augmenté. La taille moyenne des grains atteint 9 µm. De très grosses particules micrométriques sont observées aux joints de grains (Figure 4-10). D’après ces observations, on peut conclure que la nuance A est, au moins, en cours de recristallisation.
Figure 4-9 : Micrographies obtenues en MET sur l’échantillon Ref-2 recuit 1 h à 1400˚C
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4.1.2.2. Par diffraction des neutrons
La texture cristallographique peut apporter également des indications sur l’avancement de la recristallisation.
Les figures des pôles (110), (200) et (211) mesurées en diffraction de neutrons sur les échantillons Ref-2, A et B recuits 1h à 1300˚C sont présentées Figure 4-11 ; des différences entre les nuances sont clairement visibles.
Pour les 3 matériaux, aucune nouvelle orientation cristallographique préférentielle n’est observée. La texture de fibre {110}<uvw> est toujours prédominante avec présence des renforcements {0 1 1} < 0 1 -1>, {1 0 1} < -1 1 1> mais l’acuité de la texture varie entre les échantillons. Les indices de texture et les fractions volumiques de la fibre {110} <uvw> relevés sur les différents matériaux sont donnés Tableau 4-4.
L’échantillon Ref-2 ne présente quasiment pas d’évolution de texture après recuit. En
revanche, l’acuité de la texture dans l’échantillon A a considérablement augmenté comme l’illustre la Figure 4-12, qui montre l’évolution de la de la FDOC entre les deux états. La fibre {110} est très renforcée avec une désorientation moindre. La texture étant extrêmement marquée, le calcul de la FDOC est associé à un fort taux d’erreur. Néanmoins, la fraction volumique de la fibre {110} atteint une valeur très élevée d’environ 94%. Ces résultats montrent que la croissance des grains a renforcé la texture de fibre.
L’échantillon B avec 1% en plus de TiH2 présente un comportement similaire à l’échantillon Ref-2 c'est-à-dire que la texture n’a pas évolué lors du recuit à 1300°C.
Echantillons
Etat initial Etat recuit 1h à 1300°C
Indice de texture ∆indice (%) fv- fibre {110} (%) Indice de texture ∆indice (%) fv- fibre {110} (%) Ref-2 5 10 65 4,5 26 65 A 4.4 12 65 65 85 94 B 9 17 80 9 21 81
Tableau 4-4 : Indice de texture avec sa barre d’erreur et la fraction volumique de la fibre {110} avant et après le recuit 1h à 1300°C de l’échantillon Ref-2, A et B.
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Figure 4-11 : figures des pôles (110), (200) et (211) de l’échantillon Ref-2, A et B recuit 1h à 1300˚C.
Figure 4-12 : Évolution de la texture avant et après le recuit 1h à 1300°C, vues 3D de la fraction de distribution d’orientation de l’échantillon A.
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4.1.2.3. Par dureté Vickers
Des essais de dureté ont été réalisés sur ces 3 nuances avant et après recuit. Les résultats sont représentés Figure 4-13. La dureté diminue légèrement dès le recuit à 850°C et de façon très marquée à partir de 1100˚C. Pour les échantillons Ref-2 et B (1% TiH2), la diminution totale de dureté après le recuit à 1300˚C n’est que d’environ 20% ce qui confirme bien l’absence de recristallisation.
Par contre, pour l'échantillon A contenant1% de Fe2O3, la dureté après recuit 1 heure à 1300˚C a chuté de 419 à 148Hv soit d'environ 65%. Cette variation montre bien que l’étape de recristallisation est bien avancée.
Figure 4-13 : Evolution de la dureté Vickers mesurée sur les échantillons Ref-2, A et B en fonction de la température lors de recuits d’une durée d’une heure.
4.1.3. Conclusion
Le comportement des 3 matériaux présentant un rapport Ti/Y supérieur à 1: Ref-2, A et B ont été étudiés après des recuits à des températures comprises entre 850 et 1450°C.
Tous ces matériaux sont stables jusqu’à 1100°C, c'est-à-dire que la microstructure et la nanostructure n’évoluent pas, seule une diminution de la dureté traduit un début de restauration.
79 diffèrent entre les alliages.
La cinétique de coalescence de l’alliage de référence Ref-2 est suffisamment lente pour que, même à haute température, des particules nanométriques soient encore observables. Ce matériau ne présente pas de signes de recristallisation jusqu’à 1h à 1400°C.
L’échantillon A ayant un rapport Ti/Y similaire au Ref-2, mais un rapport Ti/O très différent, présente lui au contraire, une évolution microstructurale extrêmement très importante et rapide dès 1300°C. Les tailles de précipités et de grains ont augmenté énormément en association avec une chute importante de dureté. Dans cette nuance chargée en oxygène, la disparition des nanoparticules favorise la recristallisation. Le matériau se radoucit alors à haute température.
L’échantillon B de rapport Ti/Y très supérieur au matériau de référence, a un comportement similaire à ce dernier, lors des traitements thermiques à savoir une très grande stabilité microstructurale même à des températures approchant la température de fusion (vers 1500˚C). A 1400°C, le matériau n’est pas recristallisé et contient encore une fraction non négligeable (1,4%) de nano oxydes.
La nature chimique des oxydes semble varier d’un alliage à un autre. Dans le matériau de référence les précipités tendent vers la phase pyrochlore attendue avec peut être une légère disparité de composition entre les particules, l’existence d’une fraction de Y2O3 n’étant pas exclue. Avec l’ajout du TiH2, les particules sont compatibles avec une composition sur-stœchiométrique en titane Y1.6Ti2.4O7. Dans ces deux matériaux, les particules deviennent cubiques pour des tailles supérieures à 2 nm. La structure des oxydes devient c.f.c. mais une relation d‘orientation cube sur cube assure la cohérence des particules avec la matrice. Pour l’alliage A, les particules sont soit sous-stœchiométriques en titane soit proches de Y2O3.