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Conducteurs nanocomposites métalliques élaborés par déformation plastique sévère : formation et stabilité thermo-mécanique des nanostructures, propriétés induites

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Academic year: 2021

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THESE

pour l’obtention du Grade de

DOCTEUR DE L’UNIVERSITE DE POITIERS

Faculté des Sciences Fondamentales et Appliquées

(Diplôme National - Arrêté du 7 août 2006)

Ecole Doctorale : Sciences et Ingénierie en Matériaux, Mécanique, Energétique et Aéronautique Secteur de Recherche : Milieux denses, matériaux et composants

Présentée par :

Jean-Baptiste DUBOIS

Conducteurs nanocomposites métalliques élaborés par

déformation plastique sévère : formation et stabilité

thermo-mécanique des nanostructures, propriétés induites.

Directeurs de Thèse : L. THILLY, P.-O. RENAULT, F. LECOUTURIER Soutenue le 14 Décembre 2010 devant la Commission d’Examen

JURY

Philippe GOUDEAU, Directeur de Recherche CNRS, Institut PPRIME, Poitiers Président

Elisabeth GAUTIER, Directeur de Recherche CNRS, Institut J. Lamour, Nancy Rapporteur

John David EMBURY, Professeur, Mac Master University, Canada Rapporteur

Marc SEEFELDT, Professeur, Katholieke Universiteit Leuven, Belgique Examinateur

Florence LECOUTURIER, Ingénieur de Recherche CNRS, LNCMI, Toulouse Examinateur

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DUBOIS Jean-Baptiste

Conducteurs nanocomposites métalliques élaborés par déformation

plastique sévère : formation et stabilité thermo-mécanique des

nanostructures, propriétés induites.

Thèse pour l’obtention du grade de Docteur de l’Université de Poitiers. Soutenue le 14 Décembre 2010 devant la Commission d’Examen.

Résumé : Ces travaux de thèse concernent l’étude de matériaux nanocomposites métalliques à base de cuivre/niobium (Cu/Nb), combinant conductivité électrique et limite d’élasticité élevées et développés pour la fabrication de bobines résistives de champs magnétiques pulsés intenses. Les conducteurs nanocomposites Cu/Nb continus sont élaborés par une méthode de déformation plastique sévère (DPS), basée sur des cycles d’extrusions, d’étirages et d’empilements successifs, conduisant à la formation d’un matériau nanostructuré multi-échelle.

Afin d’optimiser le procédé de fabrication, l’effet des traitements thermiques sur les textures ainsi que leur formation au cours de l’élaboration ont été étudiés par diffraction des rayons X en laboratoire. Des expériences complémentaires de traitements thermiques in-situ sous rayonnement synchrotron ont permis une meilleure compréhension des mécanismes élémentaires de restauration de la microstructure et la définition d’un traitement thermique optimisé. La stabilité thermique des conducteurs apparaît aussi fortement dépendante des dimensions microstructurales : une frustration des phénomènes de restauration, de recristallisation et de croissance des grains est observée pour les conducteurs nanostructurés.

Ces résultats ont permis de fabriquer des conducteurs « co-axiaux » optimisés, renforcés par des nanofilaments et des nanotubes de niobium. Leurs propriétés microstructurales et physiques ont été caractérisées et comparées aux anciennes générations de conducteurs nanocomposites Cu/Nb. Les propriétés obtenues et la possibilité d’élaborer de grandes longueurs de fils rendent ces matériaux compétitifs pour les futures applications en champs pulsés.

Mots clefs : matériaux nanocomposites métalliques, déformation plastique sévère, microstructure, texture,

contraintes internes, microscopie électronique en transmission, diffraction des rayons X.

Ecole Doctorale : Sciences et Ingénierie en Matériaux, Mécanique, Energétique et Aéronautique

Secteur de Recherche : Milieux denses, matériaux et composants

Laboratoires d’accueil : Institut PPRIME (UPR 3346)

CNRS – Université de Poitiers – ENSMA Département D1, Branche Physique des Matériaux SP2MI, Boulevard Marie et Pierre Curie

BP 30179 - 86 962 FUTUROSCOPE CHASSENEUIL CEDEX, France

Laboratoire National des Champs Magnétiques Intenses (UPR 3228)

CNRS – INSA – Université Joseph Fournier – Université Paul Sabatier LNCMI-T

143 avenue de Rangueil 31400 TOULOUSE, France

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Remerciements

Je tiens à remercier tout particulièrement Philippe Goudeau, Directeur de Recherche CNRS à l’institut PPRIME de Poitiers, qui m’a fait l’honneur de présider le jury de thèse. Je souhaite également exprimer toute ma gratitude à Elisabeth Gautier, Directeur de Recherche CNRS à l’institut Jean Lamour de Nancy et à J. David Embury, Professeur Emérite à l’université de McMaster (Hamilton, Canada), pour avoir bien voulu rapporter mes travaux de thèse et pour l’intérêt qu’ils y ont porté. Je remercie aussi Marc Seefeldt, Professeur à l’Université Catholique de Louvain, pour avoir accepté de participer au jury de thèse et pour les différents échanges que nous avons pu avoir lors de conférences internationales.

J’adresse de sincères remerciements à mes trois co-directeurs de thèse pour m’avoir offert l’opportunité de réaliser les travaux présentés dans ce manuscrit et pour avoir assuré ma formation de chercheur. Grâce à leur dynamisme, j’ai eu l’occasion de m’intéresser à de nombreuses thématiques et de réaliser des expériences toujours variées et stimulantes. Tous mes remerciements donc, pour leurs encouragements et leur soutien, constant et motivant, à Ludovic Thilly, Maitre de Conférences à l’Université de Poitiers, à Florence Lecouturier, Ingénieur de Recherche CNRS au LNCMI-Toulouse, et à Pierre-Olivier Renault, Professeur à l’Université de Poitiers.

Je garde en mémoire le plaisir et l’intérêt du travail partagé avec les principaux collaborateurs du projet ANR NANOFILMAG, notamment lors des réunions d’avancement du projet. Je remercie donc Patrick Olier, Gérard Allan, Jean-Daniel Lulewicz et Emilien Buet du CEA Saclay DEN/DMN/SRMA, et Christophe Berriaud du CEA Saclay DSM/IRFU/SACM.

Je tiens à remercier Helena Van Swygenhoven, Professeur à l’Ecole Polytechnique Fédérale de Lausanne, et l’ensemble du groupe de recherche MSS du Paul Scherrer Institut (Villigen, Suisse) pour leur accueil, à la fois chaleureux et très professionnel, lors de mes différents séjours au PSI. Je remercie plus particulièrement Steven Van Petegem, responsable de l’instrument POLDI sur la source de neutron SINQ, pour son assistance et ses explications plus que précieuses. Un grand merci aussi aux doctorants et ex-doctorants du groupe avec lesquels j’ai eu le plaisir de participer à des expériences de compression de micro-piliers sur la ligne μXAS du synchrotron SLS. En particulier, je

tiens à remercier Robert Maaβ et Julien Zimmermann que j’ai accompagné au cours des longs shifts

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Je remercie Marco di Michiel et Veijo Honkimäki, respectivement opérateur et responsable de la ligne ID15B (ESRF) sur laquelle j’ai pu réaliser des expériences de recuits in-situ, ainsi que Christian Scheuerlein du CERN qui nous a donné l’opportunité de réaliser ces expériences en synchrotron.

Je tiens à remercier Xavier Sauvage, Chargé de Recherche CNRS au sein du Groupe de Physique des Matériaux de Rouen ; autant que la qualité de son accueil lors de mes différentes venues, j’ai apprécié sa collaboration et le temps qu’il m’a accordé afin de me présenter les expériences de sonde atomique tomographique et les résultats obtenus.

Je remercie également Thierry Chauveau, Ingénieur au LPMTM (Institut Galilée, Université Paris 13) pour ses conseils avisés concernant l’analyse quantitative des textures et l’utilisation du logiciel LaboTex.

J’adresse de sincères remerciements aux deux Ingénieurs de Recherche microscopistes de l’Institut PPRIME pour les différentes aides techniques et scientifiques qu’ils m’ont apportées. Merci donc à Dominique Eyidi pour sa formation aux techniques de STEM HAADF et de nano-diffraction électronique, et à Frédéric Pailloux qui m’a formé au MEB.

Tous mes remerciements à Yannick Diot et Patrick Tanguy, Techniciens de l’atelier

mécanique à l’Institut PPRIME, et à Anne-Marie Archambault, Assistante Ingénieur, pour les nombreux

services qu’ils m’ont rendus, et en particulier, concernant la préparation des échantillons. Je remercie également l’ensemble des Techniciens du LNCMI-Toulouse sans qui les conducteurs nanocomposites ne pourraient être élaborés. En particulier, je tiens à remercier Nelson Ferreira, responsable de l’étirage, de l’assemblage et des caractérisations des conducteurs avec qui j’ai eu plaisir à travailler. De grands mercis également à Jean-Paul Laurent, maintenant à la retraite, et Philippe Delescluse, chargés du soudage des billettes, et à Jean-Marc Lagarrigue et Laurent Bendichou de l’atelier mécanique.

Je souhaite aussi remercier les différentes secrétaires qui ont œuvré pour établir mes divers contrats et ordres de mission. Merci donc à Séverine Bories et Françoise Moes du LNCMI-Toulouse, à Marie Hélène Bizard, Nadine Mencière, Karine Lombard, Pascale David, Denise Bigeau et Françoise

Guilbard de l’Institut PPRIME. Un grand merci également à Marie-Noëlle Branlé, Assistante Ingénieur

de l’Institut PPRIME, pour les dépannages et la logistique informatiques qu’elle a assurés pour faciliter mon travail.

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Je remercie également l’ensemble des personnes que je n’ai pas citées individuellement, permanents et doctorants de mes deux laboratoires d’accueil, avec lesquels j’ai eu plaisir à échanger et à discuter, et qui ont, eux aussi, contribué au bon déroulement de ma thèse.

Pour finir, je tiens à remercier ma famille pour le soutien qu’elle m’a apporté, en particulier pendant la période de rédaction… Merci pour les coups de fil et pour la relecture !

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Table des matières

Introduction générale... 1

Chapitre 1 : Effet des traitements thermiques sur les métaux et nanocomposites métalliques déformés sévèrement ... 9

1.1. Généralités ... 11

1.1.1. Introduction ... 11

1.1.2. Les différentes modifications structurales ... 12

1.1.3. Les différents types de contraintes résiduelles... 15

1.1.4. Microstructure des matériaux fortement déformés ... 16

1.1.4.1. Ecrouissage des métaux... 17

1.1.4.2. Formation de la microstructure des métaux fortement écrouis ... 18

1.1.4.3. Exemples de microstructures obtenues après étirage... 21

1.1.5. Cas des composites métalliques immiscibles ... 25

1.2. La restauration... 28

1.2.1. Introduction ... 28

1.2.2. Paramètres influençant la restauration... 29

1.2.3. Energie libérée et modification des propriétés du matériau... 30

1.2.4. Modifications structurales lors de la restauration... 31

1.2.4.1. Réarrangement des défauts ponctuels... 31

1.2.4.2. Migration et annihilation des dislocations ... 32

1.2.4.3. Réarrangement des dislocations en sous-structures plus stables... 32

1.2.4.4. Croissance des sous-grains ... 34

1.3. Recristallisation et croissance des grains ... 36

1.3.1. Généralités sur la recristallisation ... 36

1.3.2. Recristallisation primaire ... 37

1.3.2.1. Principaux facteurs influençant la cinétique de recristallisation ... 38

1.3.2.2. Germination... 39

1.3.2.3. Croissance ... 41

1.3.2.4. Macles de recuits ... 42

1.3.3. Recristallisation continue... 42

1.3.3.1. Introduction ... 42

1.3.3.2. Transition entre recristallisation primaire et recristallisation continue ... 43

1.3.4. Croissance des grains après recristallisation ... 45

1.3.4.1. Introduction ... 45

1.3.4.2. Croissance normale ... 46

1.3.4.3. Croissance exagérée ... 47

1.4. Stabilité thermique des métaux nanostructurés... 47

1.4.1. Stabilité des propriétés mécaniques et de la microstructure ... 48

1.4.2. Relâchement des contraintes résiduelles ... 52

1.5. Effet des recuits sur la texture ... 57

1.5.1. Textures de recristallisation primaire ... 57

1.5.1.1. Théories sur la formation des textures... 58

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1.5.1.3. Recristallisation des métaux CC... 64

1.5.2. Textures de recristallisation secondaire ... 65

1.5.3. Evolution de la texture lors du recuit des matériaux nanostructurés... 70

1.5.3.1. Cas des matériaux monophasés ... 70

1.5.3.2. Cas des matériaux composites... 74

1.6. Bilan ... 76

Références bibliographiques ... 78

Chapitre 2 : Etude de la formation des textures des conducteurs co-cylindriques Cu/Nb/Cu ... 85

2.1. Introduction... 87

2.1.1. Objectifs ... 87

2.1.2. Conducteurs co-cylindriques Cu/Nb/Cu ... 88

2.1.2.1. Procédé d’élaboration... 88

2.1.2.2. Microstructure multi-échelle. ... 89

2.1.3. Méthode d’analyse des textures ... 91

2.1.3.1. Orientation des cristallites ... 91

2.1.3.2. FDOC, figures de pôles et figures de pôles inverses. ... 93

2.2. Description des techniques expérimentales ... 94

2.2.1. Préparation des échantillons pour l’analyse des textures ... 94

2.2.2. Mesures des figures de pôles... 96

2.2.2.1. Dispositif expérimental ... 96

2.2.2.2. Paramètres de mesures et correction des figures de pôles expérimentales... 97

2.2.3. Calculs des FDOC ... 98

2.2.4. Calculs des fractions volumiques et des largeurs des composantes de textures... 99

2.3. Effet des traitements thermiques sur les textures ... 99

2.3.1. Etudes des échantillons complets (EC) ... 100

2.3.1.1. Texture avant traitement thermique... 100

2.3.1.2. Texture après traitement de dégazage... 105

2.3.1.3. Recuits à température élevée ... 105

2.3.1.4. Discussion ... 111

2.3.2. Etude des zones composites (ZC) ... 114

2.3.2.1. Texture du niobium ... 114

2.3.2.2. Texture du cuivre... 116

2.3.3. Effet des recuits sur la texture du cuivre... 119

2.3.4. Bilan... 120

2.4. Evolution de la texture au cours de l’élaboration ... 120

2.4.1. Texture du niobium... 121

2.4.2. Texture du cuivre ... 123

2.4.2.1. Texture après étirage ... 123

2.4.2.2. Texture après extrusion ... 124

2.4.2.3. Evolution des fractions volumiques et largeur des distributions... 128

2.4.3. Discussion... 130

(11)

Chapitre 3 : Etudes in-situ de la stabilité thermique des conducteurs co-cylindriques 137 3.1. Introduction... 139 3.2. Description expérimentale... 140 3.2.1. Echantillons étudiés... 140 3.2.2. Dispositif expérimental ... 142 3.2.3. Traitement thermique... 144

3.2.4. Exploitation des données ... 145

3.3. Résultats expérimentaux ... 148

3.3.1. Analyses préliminaires des clichés de diffraction 2D ... 148

3.3.1.1. Etude des profils azimutaux de la réflexion (111)Cu... 149

3.3.1.2. Observation des principales réflexions sans rotation de l’échantillon ... 152

3.3.2. Evolution des principaux pics axiaux. ... 155

3.3.2.1. Cas de l’échantillon A non nanostructuré... 156

3.3.2.2. Comparaison avec les échantillons nanostructurés... 164

3.3.3. Analyses complémentaires... 174

3.3.3.1. Etude du refroidissement... 174

3.3.3.2. Etude de la réflexion (111)Cu du secteur ȥ = 75°... 177

3.4. Bilan ... 180

Références bibliographiques ... 183

Chapitre 4 : Caractérisation des conducteurs optimisés co-axiaux Cu/Nb/Cu/Nb... 185

4.1. Introduction………187

4.2. Elaboration des conducteurs co-axiaux………...188

4.2.1. Elaboration de l’étage n = 0 à n = 2 ... 188

4.2.2. Conditions d’extrusion à l’étage n = 3 ... 188

4.2.3. Bilan qualitatif de l’élaboration ... 190

4.3. Caractérisation des microstructures………192

4.3.1. Etude de la texture ... 192

4.3.1.1. Introduction ... 192

4.3.1.2. Evolution de la texture au cours de l’élaboration (étages n = 0 à n = 2)... 193

4.3.1.3. Texture des billettes A, B, C et D à l’étage n = 3 ... 199

4.3.1.4. Bilan de l’analyse des textures des billettes co-axiales... 202

4.3.2. Observations microscopiques... 203

4.3.2.1. Microstructures après extrusion de l’étage n = 3 ... 203

4.3.2.2. Observations de conducteurs nanostructurés et fortement étirés ... 207

4.3.2.3. Bilan des observations microstructurales. ... 215

4.4. Propriétés électriques et mécaniques : comparaison avec le conducteur co-cylindrique……216

4.4.1. Résistivité électrique ... 218

4.4.1.1. Principe de la mesure... 218

4.4.1.2. Résultats expérimentaux... 218

4.4.1.3. Bilan ... 222

(12)

4.4.2.1. Introduction ... 222

4.4.2.2. Evolution de l’UTS en fonction des diamètres des fils... 224

4.4.2.3. Modélisation de l’effet de taille sur les propriétés mécaniques ... 226

4.4.2.4. Bilan de l’effet de taille sur les propriétés mécaniques... 235

4.5. Conclusions……….235

Références bibliographiques………..238

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Introduction générale

Les travaux présentés dans ce manuscrit concernent l’étude de conducteurs composites nanostructurés à base de cuivre/niobium (Cu/Nb) qui sont fabriqués pour des applications de bobines générant des champs magnétiques intenses. Les champs magnétiques intenses sont devenus un outil expérimental essentiel dans les domaines de la physique de la matière condensée et de la physique atomique. Ils permettent de modifier fortement l’état de la matière et, ainsi, observer de nouvelles propriétés. Ils sont par exemple utilisés pour l’étude des matériaux magnétiques, semi-conducteurs, ou supraconducteurs… La communauté scientifique est continûment à la recherche d’installation permettant de générer des champs magnétiques de plus en plus intenses afin d’obtenir une meilleure résolution et une meilleure sensibilité des mesures. Pour répondre à ces besoins toujours croissants et diversifiés, de nombreux moyens sont développés par plusieurs laboratoires à travers le monde et différentes solutions technologiques sont proposées aux utilisateurs :

- Les champs magnétiques non destructifs continus sont obtenus avec l’utilisation de bobines supraconductrices ou de bobines hybrides, constituées d’une bobine externe supraconductrice et d’une bobine résistive interne refroidie à l’eau. Des champs maximaux de 45T peuvent être atteints (Laboratoire National des Champs Magnétique Intenses à Grenoble-Toulouse, National High Magnetic Field Laboratory à Tallahassee, High Field Magnet Laboratory à Nijmegen, Tsukuba Magnet Laboratory à Tsukuba, …).

- Les champs magnétiques pulsés non destructifs sont générés par des bobines résistives dans lesquelles un courant très intense est injecté. L’intégrité physique de la bobine est conservée et des champs de 80 T maximum sont atteints sous forme d’impulsions magnétiques de durée variant entre 10 ms et 1s selon l’intensité du champ et la structure de la bobine (Laboratoire National des Champs Magnétiques Intenses à Toulouse-Grenoble, High Magnetic Field Laboratory à Dresden, Pulsed Magnetic Field Laboratory à Los Alamos, ...).

- Les champs magnétiques semi-destructifs utilisent l’explosion d’une mono-spire pour générer jusqu’à 300 T (Megagauss au Laboratoire National des Champs Magnétiques Intenses à Toulouse,…). Les champs magnétiques destructifs permettent l’obtention des champs les plus intenses : des champs de 620 T sont obtenus par compression électromagnétique et des champs de 2800 T par implosion (Laboratory of ultra-high magnetic fields à Sarov).

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Parmi ces techniques, les champs magnétiques pulsés non destructifs présentent l’avantage, entre autres, d’offrir la solution la moins onéreuse pour des applications de champs très intenses (> 60T) et de longue durée. Aussi, des efforts considérables de recherche et de développement sont réalisés au Laboratoire National de Champs Magnétiques Intenses (LNCMI Toulouse-Grenoble) pour améliorer les propriétés des bobines de champs pulsés non destructifs et obtenir ainsi des champs de plus en plus intenses. Actuellement, des champs pulsés de 80T sont atteints en utilisant un système de bobines multiples (ou « gigognes ») composé d’une bobine de gros volume à longue impulsion (« coil-ex ») dans laquelle prend place une bobine de faible dimension à impulsion courte (« coil-in »). A terme, la conception de bobines générant des champs pulsés de 100T et de longue durée, grâce au remplacement du conducteur de la bobine coil-in, constituerait une réelle avancée technologique.

C’est dans cet objectif que deux laboratoires du CNRS, le LNCMI et l’Institut Pprime, et deux laboratoires du CEA à Saclay, le LTMEx (Laboratoire des Technologies des Matériaux Extrêmes) et le SACM (Service des Accélérateurs, de la Cryogénie et du Magnétisme), se sont associés dans le cadre du projet NANOFILMAG (ANR-06-MAPR-0013) soutenu par l’Agence National de la Recherche (ANR). L’un des défis majeurs du projet réside dans le développement et l’élaboration, en longueur suffisante, du matériau conducteur constituant la bobine. En effet, ce dernier doit satisfaire un cahier des charges strict dont les deux exigences principales concernent les propriétés électriques et les propriétés mécaniques du conducteur :

- La première exigence est liée à la durée de l’impulsion magnétique. En effet, pour une géométrie de bobine donnée et un champ magnétique maximal donné, la durée de l’impulsion ǻt dépend directement de l’intégrale d’action du conducteur :

dT ȡ c dt J [AI] f i T T v ǻt 0 2

³

³

= = ,

avec J : densité de courant, cv : capacité calorique volumique, ρ : résistivité électrique et, T : température lors de l’impulsion magnétique.

Ainsi, pour maximiser l’intégrale d’action, et donc la durée de l’impulsion, le conducteur doit posséder une très faible résistivité (proche de celle du cuivre recuit : 0.2 μΩ.cm à 77K) sur l’intervalle

de température de la bobine lors de l’impulsion (de Ti = 63K, point triple de l’azote liquide, à

typiquement Tf = 273K, la température en fin de tir de la bobine chauffée par effet Joule).

- La seconde exigence concerne l’intégrité physique de la bobine : le conducteur ne doit pas être endommagé lors du tir magnétique (bobine non destructive), et doit, par conséquent, résister aux

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que le conducteur présente une limite d’élasticité supérieure à 0.5 Pmag, où Pmag est la pression magnétique définie par :

0 2 0 mag 2 P

μ

B

= , avec B0 : champ magnétique dans l’axe de la bobine, μ0 : perméabilité du vide.

La pression magnétique variant avec le carré de l’intensité du champ désiré, on comprend que l’obtention de champs toujours plus intenses nécessite l’élaboration de matériaux conducteurs

possédant des propriétés mécaniques particulièrement exceptionnelles. Ainsi, pour B0 = 100T, un

conducteur présentant une limite d’élasticité supérieure à 2 GPa est nécessaire pour obtenir des bobines mécaniquement fiables.

Actuellement, les matériaux potentiellement candidats pour respecter ces critères sont des composites à matrice de cuivre renforcés par des métaux de plus forte limite d’élasticité. Citons par exemple les composites Cu-Ag (Dresden en Allemagne, Tsukuba au Japon,…) et les différents composites à base de Cu-Nb : plus particulièrement, les composites in-situ Cu/Nb, obtenus à partir d’un lingot fondu (Los Alamos aux USA, Bochvar Institute en Russie), et les nanocomposites continus Cu/Nb développés au LNCMI, dont il est question dans ce manuscrit. Les conducteurs nanocomposites continus Cu/Nb sont élaborés par une méthode de déformation plastique sévère, basée sur des cycles successifs d’extrusion à chaud, d’étirage à froid et d’empilements. Ce procédé d’élaboration conduit à la formation d’une structure multi-échelle complexe de la matrice de cuivre et la nanostructuration des renforts de niobium. Il résulte de cette nanostructuration un important effet de taille sur les propriétés du conducteur, lui permettant d’atteindre une haute résistance mécanique tout en conservant une faible résistivité et une bonne déformabilité.

Les précédentes études et travaux de thèse sur les conducteurs nanocomposites continus Cu/Nb ont permis d’optimiser progressivement le procédé d’élaboration et les propriétés des conducteurs produits. Les travaux de F. Dupouy ont tout d’abord montré les formidables propriétés des nanocomposites continus Cu/Nb et la faisabilité de leur élaboration : une contrainte maximale en

traction de 2 GPa à 77K et une résistivité de 0.6 μΩ.cm ont été obtenues pour un conducteur dit

« nanofilamentaire » contenant 9 millions de filaments continus de niobium de diamètre 40nm

[Dupouy 1995]. Cependant, la section de ce conducteur (0.04 mm2) ne permettait pas son utilisation

pour la fabrication de bobine. Afin de concevoir un nouveau conducteur, des études de l’influence de la déformation plastique sévère sur la microstructure et l’influence des dimensions nanométriques sur la plasticité et les propriétés mécaniques des conducteurs nanofilamentaires Cu/Nb ont été réalisées par L. Thilly. Ces études ont permis de déterminer des paramètres d’optimisation pour les propriétés des conducteurs et pour leur élaboration. Elles ont conduit à l’obtention d’un conducteur de section 5

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mm2 contenant 52 millions de filaments continus de niobium de diamètre 140 nm et présentant une

contrainte maximale de 1.9 GPa à 77K pour une résistivité de 0.58 μΩ.cm [Thilly 2000]. Néanmoins,

des ruptures internes provoquées par des défauts en chevron (« cup and cone » ou « central bursting »), et intervenant aux dernières étapes de l’élaboration, ont empêché l’élaboration de longueurs suffisantes de conducteur pour la fabrication d’une bobine. Les travaux de F. Dupouy et de L. Thilly ont également permis de modéliser l’effet de taille sur le durcissement des conducteurs nanocomposites et ont clairement révélé que les interfaces Cu-Nb jouent le rôle de barrières vis-à-vis des dislocations. En tenant compte de ces résultats, une optimisation de la géométrie des renforts de niobium a été effectuée et étudiée lors de la thèse de V. Vidal, conduisant au développement de conducteurs nanocomposites continus Cu/Nb dit « co-cylindriques », où la matrice de cuivre est renforcée par des nanotubes de niobium et des nanowhiskers de cuivre [Vidal 2006]. Les travaux de V. Vidal ont montré l’intérêt des conducteurs co-cylindriques et ont également permis de préciser le lien entre la microstructure des nanocomposites et les mécanismes de co-déformation par des expériences originales de traction in-situ sous faisceau de neutrons. Des paramètres optimisés d’étirage ont aussi été définis, menant à une diminution considérable des défauts en chevron. Les différentes optimisations réalisées ont permis de retarder considérablement l’apparition des ruptures lors de l’élaboration des conducteurs nanocomposites continus Cu/Nb. Néanmoins, des ruptures se produisent toujours et la longueur des conducteurs élaborée reste insuffisante pour le bobinage. Il a été suggéré que les différents cycles thermo-mécaniques appliqués tout au long de l’élaboration et la nanostructuration sont à l’origine d’hétérogénéités de déformations et de microstructure, menant à une distribution complexe des contraintes internes ; cette dernière pourrait expliquer l’apparition des défauts responsables des ruptures.

Les travaux présentés dans ce manuscrit, réalisés dans le cadre du projet ANR NANOFILMAG, s’inscrivent dans la continuité des précédentes études. Les résultats des travaux de V. Vidal montrent que des études complémentaires s’avèrent essentielles pour poursuivre l’optimisation du procédé d’élaboration et permettre ainsi l’obtention de grandes longueurs de conducteur. En effet, certains aspects microstructuraux et leurs influences sur les mécanismes de co-déformation restent à étudier plus précisément. C’est notamment le cas des contraintes internes et des textures, dont la formation au cours des différents cycles thermo-mécaniques de l’élaboration est mal connue. La connaissance et le contrôle de ces paramètres, via des traitements thermiques adaptés par exemple, pourraient permettre d’améliorer les propriétés en co-déformation des conducteurs et ainsi éviter les ruptures lors de l’élaboration.

Ainsi, les premiers objectifs des travaux présentés dans ce manuscrit sont de caractériser la formation des textures et d’étudier l’effet des traitements thermiques sur celles-ci ainsi que sur les

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définir un traitement optimisé qui sera utilisé pour l’élaboration des nouveaux conducteurs du projet NANOFILMAG. D’un point de vue plus fondamental, ces études permettront d’obtenir des informations supplémentaires concernant la stabilité thermique des matériaux nanostructurés (en particulier dans le cas des composites métalliques). En effet, même si les matériaux nanostructurés suscitent un grand intérêt de la part de la communauté scientifique depuis une quinzaine d’années en raison de leurs excellentes propriétés physiques, relativement peu d’études s’intéressent à leur comportement en température qui est pourtant un aspect essentiel à prendre en compte pour un bon nombre d’applications technologiques.

Un autre objectif de ces travaux est de caractériser (microstructure, texture, propriétés électriques et mécaniques) les conducteurs nanocomposites continus Cu/Nb de nouvelle génération élaborés dans le cadre du projet ANR NANOFILMAG. Ces conducteurs sont optimisés du point de vue de la géométrie des renforts (conducteurs « co-axiaux ») et sont élaborés pour différentes conditions d’extrusion (notamment définies grâce à l’étude des traitements thermiques). Le but est donc d’étudier les nouveaux paramètres d’élaboration et de monter l’intérêt des nouveaux conducteurs pour les applications de champs pulsés intenses.

Ainsi, la structure de ce manuscrit correspond à la démarche expérimentale suivie lors du projet NANOFILMAG :

Une étude bibliographique consacrée aux effets des traitements thermiques sur les métaux et composites métalliques sévèrement déformés et nanostructurés est proposée dans le chapitre 1. Une description des principaux phénomènes (restauration, recristallisation, croissance) observés au cours d’un traitement thermique et de leurs conséquences sur la microstructure est tout d’abord réalisée dans le cas des matériaux massifs écrouis. Les principaux résultats issus de la littérature concernant la stabilité thermique des métaux et composites nanostructurés sont ensuite présentés. Enfin, un état de l’art des modifications de la texture des métaux de structure cubique à faces centrées (CFC) et cubique centrée (CC) écrouis après traitements thermiques est réalisé en se focalisant principalement sur le cas du cuivre et du niobium. Des exemples de quelques études concernant le cas de métaux ou composites nanostructurés sont également présentés.

Le chapitre 2 se focalise sur la caractérisation des textures des conducteurs nanocomposites co-cylindriques. Après avoir décrit les protocoles expérimentaux et d’analyses, nous nous intéressons, dans un premier temps, à étudier et à discuter l’influence de différents traitements thermiques sur les modifications de texture. Dans un second temps, l’évolution et la formation de la texture au fur et à mesure de l’avancement de l’élaboration sont présentées. Les relations entre les textures obtenues, les

(20)

dimensions microstructurales et les différents traitements thermo-mécaniques se déroulant lors de l’élaboration sont clairement explicités.

L’étude présentée dans le chapitre 3 complète la compréhension de l’influence des traitements thermiques sur la microstructure des conducteurs nanocomposites co-cylindriques. Nous rapportons les résultats d’une expérience de traitements thermiques in-situ sous diffraction des rayons X réalisée à l’ESRF (ligne ID15B). Nous nous sommes plus particulièrement intéressés aux modifications des textures et aux évolutions des contraintes internes des différentes phases en fonction de la température. Cette étude de stabilité thermique a été réalisée pour différents conducteurs dont les dimensions microstructurales sont de plus en plus fines. Les résultats obtenus mettent clairement en évidence un important effet de taille sur le comportement en température des conducteurs composites nanostructurés. A la suite de ce chapitre un traitement thermique optimisé a pu être défini.

Le chapitre 4 est dédié à la caractérisation des conducteurs nanocomposites continus Cu/Nb de nouvelle génération (conducteurs « co-axiaux ») élaborés dans le cadre du projet NANOFILMAG. Nous nous attachons tout d’abord à déterminer la microstructure et la texture de ces matériaux. Une comparaison des résultats obtenus pour les différentes conditions d’extrusion est également effectuée. Les propriétés électriques et mécaniques sont ensuite étudiées et comparées aux propriétés des conducteurs précédents (conducteurs « co-cylindriques »). L’effet de taille sur les propriétés mécaniques est également modélisé et prouve l’intérêt des conducteurs co-axiaux.

En conclusion, un bilan des résultats marquants des différentes études de ce manuscrit est réalisé. Nous discuterons également de la suite à donner à ces travaux et des nouvelles expérimentations prévues ou ayant déjà été effectuées mais n’apparaissant pas dans ce manuscrit.

Références bibliographiques :

[Dupouy 1995] Dupouy, F., 1995. Contribution au développement des champs magnétiques pulsés très intenses :

R&D des conducteurs renforcés. PhD thesis, INSA de Toulouse.

[Thilly 2000] Thilly, L., 2000. Exploration théorique et expérimentale de fils nanocomposites continus présentant

des propriétés extrêmes de conductivité électrique et de limite élastique. Application future: coilin 100 T. PhD thesis, INSA de Toulouse.

[Vidal 2006] Vidal, V., 2006. Optimisation des propriétés mécaniques des conducteurs nanofilamentaires Cu/X

(X=Nb ou Ta) par l’étude des mécanismes élémentaires de déformation. PhD thesis, INSA de

(21)

Chapitre 1 :

Effet des traitements thermiques sur les

métaux et nanocomposites métalliques

(22)

Chapitre 1 : Effet des traitements thermiques sur les métaux et nanocomposites métalliques déformés sévèrement ... 9

1.1. Généralités ... 11 1.1.1. Introduction ... 11 1.1.2. Les différentes modifications structurales ... 12 1.1.3. Les différents types de contraintes résiduelles... 15 1.1.4. Microstructure des matériaux fortement déformés ... 16

1.1.4.1. Ecrouissage des métaux... 17 1.1.4.2. Formation de la microstructure des métaux fortement écrouis ... 18 1.1.4.3. Exemples de microstructures obtenues après étirage... 21

1.1.5. Cas des composites métalliques immiscibles ... 25 1.2. La restauration... 28 1.2.1. Introduction ... 28 1.2.2. Paramètres influençant la restauration... 29 1.2.3. Energie libérée et modification des propriétés du matériau... 30 1.2.4. Modifications structurales lors de la restauration... 31

1.2.4.1. Réarrangement des défauts ponctuels... 31 1.2.4.2. Migration et annihilation des dislocations ... 32 1.2.4.3. Réarrangement des dislocations en sous-structures plus stables... 32 1.2.4.4. Croissance des sous-grains ... 34

1.3. Recristallisation et croissance des grains ... 36 1.3.1. Généralités sur la recristallisation ... 36 1.3.2. Recristallisation primaire ... 37

1.3.2.1. Principaux facteurs influençant la cinétique de recristallisation ... 38 1.3.2.2. Germination... 39 1.3.2.3. Croissance ... 41 1.3.2.4. Macles de recuits ... 42

1.3.3. Recristallisation continue... 42

1.3.3.1. Introduction ... 42 1.3.3.2. Transition entre recristallisation primaire et recristallisation continue ... 43

1.3.4. Croissance des grains après recristallisation ... 45

1.3.4.1. Introduction ... 45 1.3.4.2. Croissance normale ... 46 1.3.4.3. Croissance exagérée ... 47

1.4. Stabilité thermique des métaux nanostructurés... 47 1.4.1. Stabilité des propriétés mécaniques et de la microstructure ... 48 1.4.2. Relâchement des contraintes résiduelles ... 52 1.5. Effet des recuits sur la texture ... 57 1.5.1. Textures de recristallisation primaire ... 57

1.5.1.1. Théories sur la formation des textures... 58 1.5.1.2. Texture de recristallisation des métaux CFC ... 59 1.5.1.3. Recristallisation des métaux CC... 64

1.5.2. Textures de recristallisation secondaire ... 65 1.5.3. Evolution de la texture lors du recuit des matériaux nanostructurés... 70

1.5.3.1. Cas des matériaux monophasés ... 70 1.5.3.2. Cas des matériaux composites... 74

1.6. Bilan ... 76

(23)

1.1. Généralités

1.1.1. Introduction

Une grande majorité des matériaux métalliques subit des déformations plastiques lors du procédé d’élaboration, que ce soit pour réaliser la mise en forme d’une pièce (par forgeage, laminage, emboutissage, etc.) ou dans le but d’améliorer leurs propriétés (affinement de la microstructure, texturation). Lorsque le métal subit une déformation plastique à froid (T < Tf /3, avec Tf : température de fusion), il est généralement observé un durcissement (et une augmentation de la limite d’élasticité) ; on parle alors d’écrouissage : la structure cristalline du matériau devient moins parfaite et plus hétérogène ; ses propriétés physiques et mécaniques sont complètement modifiées. Le matériau écroui se retrouve ainsi dans un état thermodynamiquement moins stable. En effet, au cours de la déformation, de l’énergie élastique est emmagasinée principalement sous la forme de dislocations (et autres défauts du réseau cristallin). De plus, la présence de ces défauts et le caractère hétérogène de la plasticité dû à des incompatibilités de déformation mènent à l’apparition de contraintes résiduelles à l’intérieur du matériau. Généralement, un écrouissage trop important rend les pièces moins ductiles et plus fragiles, ce qui peut être néfaste lors de la poursuite de l’élaboration ou de leur utilisation. De même, la présence de contraintes résiduelles peut poser de réels problèmes lors de l’utilisation du matériau (corrosion sous contrainte, rupture précoce en fatigue…). Pour limiter tous ces désavantages, il est d’usage de recourir aux traitements thermiques à température élevée (ou recuit) lors du procédé d’élaboration. En effet, l’énergie stockée lors de l’écrouissage peut être libérée grâce à trois phénomènes de réarrangement et d’annihilation des défauts cristallins : la restauration, la recristallisation et la croissance des grains. L’utilisation de traitements thermiques est bien souvent nécessaire pour activer ces processus et ainsi, rétablir les propriétés mécaniques et/ou physiques du matériau et relaxer les contraintes résiduelles présentes dans la pièce. On comprend ainsi qu’une connaissance approfondie des effets des traitements thermiques sur un matériau écroui se révèle être d’une importance cruciale lors de l’élaboration, non seulement pour pouvoir continuer à déformer le matériau, mais également pour pouvoir contrôler sa microstructure finale (taille de grains, texture, contraintes internes…) et donc optimiser ses propriétés.

Au cours des vingt dernières années, de nombreuses études ont été réalisées sur les métaux et composites métalliques nanostructurés en raison de leur intérêt technologique comparé aux matériaux à gros grains. La nanostructuration du matériau consiste à réduire la taille des grains à l’échelle nanométrique, ou plus généralement, à affiner la microstructure (distance entre deux phases dans les composites par exemple) et à augmenter la fraction volumique des joints de grains (barrières pour les dislocations) [Gleiter 1989, 2000 ; Meyers 2006]. L’élaboration de métaux massifs à grains ultra-fins

(24)

(Ultra Fine Grain, UFG, avec 100nm < taille de grains < 1μm) grâce aux développements de nouveaux procédés de fabrication (techniques de déformation plastique sévère, SPD) permet également d’envisager leur utilisation à une échelle industrielle dans le futur [Segal 1995 ; Valiev 2006 ; Zhilyaev 2008]. Si la restauration, la recristallisation et la croissance dans le cas des métaux écrouis « conventionnels » ont largement été étudiées [Cahn 1996 ; Doherty 1997 ; Humphreys 2004], ce n’est pas le cas pour les matériaux et composites nanostructurés dont le comportement vis-à-vis de ces phénomènes présente certaines particularités associées à leurs structures plus complexes. Dans le cadre de cette étude, nous nous intéresserons donc plus particulièrement aux phénomènes de restauration, recristallisation, croissance et relaxation des contraintes résiduelles apparaissant lors d’un recuit dans les métaux et composites métalliques déformés par des techniques de SPD.

1.1.2. Les différentes modifications structurales

L’énergie libre d’un matériau cristallin augmente au cours de la déformation avec l’apparition de nouveaux défauts structuraux (création de nouvelles interfaces, de dislocations et dans une moindre mesure, de défauts ponctuels). Ces défauts sont thermodynamiquement instables mais sont généralement conservés après déformation pour deux raisons principales : (i) l’énergie stockée est relativement faible (quelques dizaines de J/cm3) puisque la majeure partie du travail mécanique fourni lors de la déformation se dissipe sous forme de chaleur, et (ii) les mécanismes de réarrangements atomiques permettant d’éliminer les défauts cristallins sont thermiquement activés.

D’après Haessner (1978), les principaux changements susceptibles de se produire lors d’un recuit sont :

1) La réduction des défauts ponctuels par migration, annihilation réciproque ou

élimination au niveau de puits (joints de grains, dislocations, …)

2) L’annihilation des dislocations de signe opposé et rétrécissement des boucles

3) Le réarrangement des dislocations par glissement et montée pour former une

configuration plus stable énergétiquement (e.g. formation de joints de grains à faible désorientation)

4) La formation de joints de grains fortement désorientés

5) L’absorption des défauts ponctuels et des dislocations par la migration des joints de

grains fortement désorientés

(25)

Les modifications structurales 1), 2), 3), et 4) sont considérées comme des phénomènes de

restauration, tandis que les modifications 5) et 6) sont respectivement considérées comme étant

caractéristiques de la recristallisation et la croissance des grains recristallisés.

Les joints de grains fortement désorientés (High Angle Grain Boundaries, HAGBs) sont définis comme étant ceux associés à un angle de désorientation supérieur à 15°. Ces joints possèdent une mobilité potentiellement importante. On considérera la restauration comme tous les processus de réarrangement et annihilation des défauts qui ne mettent pas en jeu le mouvement de ces joints de grains fortement désorientés. En revanche, il est admis que la recristallisation peut être définie comme « la formation d’une nouvelle structure dans un matériau déformé par la formation et la migration de joints de grains fortement désorientés sous l’influence de la force motrice dérivée de l’énergie de déformation stockée » [Doherty 1997b]. La croissance des grains recristallisés correspondra aux processus impliquant la migration des joints de grains d’un matériau déjà recristallisé avec pour force motrice celle dérivant de l’énergie des joints de grains (énergie des interfaces). Le schéma de la figure 1.1 donne des indications sur les domaines de température pour lesquels les différentes modifications structurales se produisent généralement dans le cas d’un matériau précédemment déformé à froid.

Sous certaines conditions, en particulier lors de déformation à température élevée (T > Tf /3) et/ou à vitesse élevée, il est possible d’observer des phénomènes similaires à la restauration et à la recristallisation au cours de la déformation. On utilisera alors les termes de restauration et de recristallisation dynamiques.

Fig. 1.1. Représentation schématique des domaines de température pour lesquels restauration,

recristallisation et croissance des grains sont observées dans le cas de matériaux précédemment déformés à T < Tf /3 (avec Tf : température de fusion).

(26)

Il faut également noter que ces trois transformations structurales (restauration, recristallisation, croissance) peuvent se dérouler de manière homogène (continue) ou de manière hétérogène (discontinue). En effet, deux types de transformations structurales ont été définis initialement par Gibbs : les transformations de type « Gibbs I », procédant par mécanisme de germination et croissance, sont qualifiées de transformations hétérogènes car elles se produisent avec une amplitude importante et sont initialement très localisées dans quelques régions du matériau. L’interface entre l’ancienne et la nouvelle structure est alors très marquée. Les transformations de type « Gibbs II » sont dites homogènes car délocalisées et plus faibles en amplitude à l’échelle du matériau. Le tableau 1.1 présente les six principaux phénomènes statiques de modifications structurales (se déroulant donc post-déformation au contraire des phénomènes dynamiques) pouvant se produire lors d’un traitement thermique à température élevée. La figure 1.2 illustre schématiquement les transformations continues (Fig. 1.2(a) et 1.2(b) : croissance des sous-grains ou croissance normale des grains), et discontinues (Fig. 1.2(c) et 1.2(d) : recristallisation primaire ou croissance exagérée des grains).

Restauration Recristallisation Croissance des grains Homogène Croissance des sous-grains Recristallisation continue Croissance normale des grains

Hétérogène Croissance discontinue des sous-grains Recristallisation primaire Croissance exagérée des grains (recristallisation secondaire)

Tab. 1.1. Principaux phénomènes observés lors de recuits

(27)

1.1.3. Les différents types de contraintes résiduelles

Au même titre que la microstructure, l’évolution des contraintes résiduelles lors d’un traitement thermique est un paramètre important à comprendre si l’on souhaite améliorer les procédés d’élaboration ainsi que les propriétés finales du matériau. En général, l’origine des contraintes résiduelles se trouve dans les inhomogénéités de déformation dues à des incompatibilités locales lors de phénomènes physiques tels que l’écoulement plastique, la dilatation thermique ou les transformations de phase. C’est la relaxation incomplète de la déformation élastique lors de ces phénomènes qui mène à l’apparition des contraintes résiduelles et à un stockage d’énergie élastique. Nous nous intéresserons par la suite aux contraintes résiduelles formées lors de la déformation plastique et modifiées par les traitements thermiques. Lors des modifications structurales décrites au paragraphe 1.1.2 (p. 12), la réorganisation et l’annihilation des défauts vont permettre, en outre, le relâchement (ou la relaxation) de ces contraintes, c'est-à-dire une diminution ou disparition de celles-ci.

Par définition, les contraintes résiduelles sont les contraintes internes qui se compensent mutuellement à l’échelle du matériau (pour obtenir un équilibre dynamique) et existant sans application d’une sollicitation extérieure (mécanique ou thermique). On classe les contraintes résiduelles en trois types ou ordres selon l’échelle d’observation :

• Les contraintes résiduelles d’ordre I, appelées également macro-contrainte (ıI), sont homogènes

(constantes en intensité et en direction) dans des domaines relativement larges du matériau, s’étendant sur plusieurs grains. Pour un matériau composite, on distingue généralement les macro-contraintes pour chaque phase.

• Les contraintes résiduelles d’ordre II (ıII) sont considérées homogènes à l’échelle du grain (ou

cristallite). Elles proviennent de la différence d’orientation entre grains voisins entrainant une anisotropie élastique et plastique, et donc une contrainte interne propre à chaque grain.

• Les contraintes résiduelles d’ordre III (ıIII) sont définies à l’échelle atomique et sont homogènes seulement sur quelques distances interatomiques. Elles correspondent à une variation de contrainte au sein même d’un grain (cristallite) due au champ local créé par les défauts du réseau (dislocations, lacunes, sous-joints…).

Les contraintes résiduelles d’ordre II et III sont communément appelées les

(28)

Fig. 1.3. Les différents ordres de contraintes résiduelles dans un matériau biphasé. La

macro-contrainte ıI correspond à la moyenne des contraintes internes sur un ensemble de grains. Les

macro-contraintes ıI

Į et ıIȕ correspondent à la moyenne des contraintes dans les grains des phases Į et ȕ

respectivement. Les micro-contraintes ıII

Į ou ıIIȕ correspondent à la différence entre la contrainte

moyenne dans un grain unique de la phase Į ou ȕ et la macro-contrainte de la phase correspondante. Les micro-contraintes ıIIIĮ ou ıIIIȕcorrespondent à la différence entre la contrainte totale en un point

d’un grain et la valeur ıII

Į ou ıIIȕ dans ce grain [Lodini 2003].

Les contraintes résiduelles en un point réel du matériau sont donc la superposition de ces différents types de contraintes : ı = ıI + ıII + ıIII. La figure 1.3 met en évidence leurs variations selon l’échelle considérée dans le cas d’un matériau biphasé.

1.1.4. Microstructure des matériaux fortement déformés

Pour comprendre les mécanismes de restauration, recristallisation et croissance, il faut connaître l’état du matériau après déformation, en particulier sa microstructure et sa texture. En effet, la structure d’un matériau obtenue après recristallisation est très dépendante de son histoire

(29)

1.1.4.1. Ecrouissage des métaux

La microstructure est modifiée avec l’écrouissage lors de la déformation plastique par la nucléation, la migration et le stockage de dislocations. La propagation des dislocations est rendue difficile par l’interaction de celles-ci avec les dislocations immobiles et les autres défauts cristallins : un durcissement du matériau est donc observé.

Lors de la déformation plastique à froid, l’existence de quatre (voire cinq) différents stades d’écrouissage est maintenant admise pour les métaux à structure cubique à faces centrées (CFC) [Kocks 2003]. Ces stades correspondent à un durcissement plus ou moins important et sont associés à des changements de mécanismes au cours de la plasticité. Le taux d’écrouissage (ou module tangent), défini par Ĭ = dIJ/dȖ (avec IJ, contrainte de cisaillement et Ȗ, déformation de cisaillement) ou Ĭ = dı/dİ (avec ı, contrainte vraie et İ, déformation vraie), représente la pente de la courbe contrainte-déformation et permet de rendre compte du durcissement. Au cours d’un essai de contrainte-déformation monotone, les derniers stades sont préférentiellement obtenus par torsion. En effet, la déformation par traction par exemple mène souvent à des ruptures précoces par la formation d’instabilités plastiques macroscopiques comme la striction.

Les premiers stades de déformation dans le cas général d’un monocristal de structure CFC sont présentés figure 1.4(a). La figure 1.4(b) montre l’évolution du taux d’écrouissage en fonction de la contrainte pour du cuivre polycristallin déformé par torsion et compression où le stade IV et V peuvent être observés. Les différents stades sont :

• Le stade I (dit de « glissement facile ») est caractérisé par un faible taux d’écrouissage. Ce stade correspond au glissement simple des dislocations dans les plans primaires sans rencontrer d’obstacle. Le stade I est surtout repérable lors de la déformation de monocristaux orientés de manière à activer un seul système car les polycristaux se déforment très rapidement par glissement multiple.

• On observe ensuite un domaine de durcissement plus important (stade II de « durcissement linéaire ») correspondant à l’activation de systèmes de glissement moins favorables. Un réseau tridimensionnel de dislocations de plus en plus dense se développe : les dislocations des différents plans vont interagir et s’épingler pour former des enchevêtrements immobiles (« arbres de la forêt »).

• Le stade III (dit de « durcissement parabolique ») est caractérisé par un taux d’écrouissage qui devient de plus en plus faible. La densité de dislocations n’augmente plus aussi vite qu’au stade II. Ceci s’explique par la restauration dynamique du matériau. Le début de ce stade dépend donc des conditions de température et de vitesse de déformation car les mécanismes de restauration sont thermiquement activés. Ainsi, on observe au cours du stade III, l’annihilation de

(30)

dislocations par glissement ou glissement dévié. Parallèlement, les dislocations se réarrangent en cellules pour minimiser l’énergie élastique stockée dans les grains.

• Si la déformation est poursuivie (İ > 1), il est possible d’observer un stade IV où la diminution du taux d’écrouissage devient moins marquée qu’au stade III. Les mécanismes responsables de ce changement ne sont pas clairement établis [Argon 1993 ; Ungár 1996 ; Seeger 2001] mais la restauration dynamique sature. Par exemple, un mécanisme d’accumulation de débris de dislocations (issus de la restauration dynamique) au niveau des parois de cellules a été proposé [Rollett 1994].

• Le stade V est caractérisé par une nouvelle décroissance du taux d’écrouissage qui tend vers un écrouissage nul (Fig. 1.4(b)). Comme pour le stade III, cette nouvelle décroissance s’explique par un phénomène de restauration dynamique. Selon Zehetbauer (1993), ce stade correspond à l’activation de mécanismes de montée permettant une restauration plus importante des dislocations constituant les parois et la transformation de celles-ci en sous-joints.

Fig. 1.4. Les différents stades d’écrouissage des matériaux CFC :(a) courbe schématique de

contrainte de cisaillement - déformation de cisaillement d’un monocristal CFC [Gil Sevillano 1980] et (b) taux d’écrouissage du Cu 99.95% en fonction de la contrainte de cisaillement : (×) déformation par torsion et (Ƒ) déformation par compression à 10-2 s-1 [Zehetbauer 1993].

1.1.4.2. Formation de la microstructure des métaux fortement écrouis

La microstructure des matériaux écrouis est très dépendante du taux et mode de déformation, des mécanismes de durcissement vus précédemment et de la nature du matériau. Les valeurs de déformation données (à titre indicatif) dans la suite de ce paragraphe dépendent donc de ces paramètres. Les évolutions microstructurales des métaux et alliages pour de grandes déformations ont

(31)

pour les faibles déformations (İ < 0.5), la microstructure est caractérisée par la formation de blocs de cellules à l’intérieur des grains et une texture peu prononcée. Les blocs de cellules sont séparés par des murs denses de dislocations et microbandes de déformation (Fig. 1.5). Les cellules à l’intérieur des blocs sont faiblement désorientées (1°) ; les murs denses de dislocations et microbandes sont des joints plus désorientés que les parois des cellules et sont qualifiés de joints géométriquement nécessaires car ils séparent des régions se déformant par différents systèmes de glissement et présentant, par conséquent, différentes valeurs de déformations et de contraintes internes [Bay 1992]. La dimension des cellules diminue rapidement avec l’augmentation de la déformation (Fig. 1.6). Pour les déformations 0.5 < İ < 2, les cellules se désorientent de plus en plus et peuvent former des sous-grains (stade III et IV). Les blocs de cellules commencent à s’allonger dans la direction de sollicitation. Des microbandes de cisaillement traversant et subdivisant les grains apparaissent. Les microbandes deviennent des bandes de transition caractérisées par de plus fortes désorientations aboutissant également à la division du grain. Pour les déformations İ > 2, une structure lamellaire dans la direction de sollicitation est obtenue avec l’alignement des différents joints issus des hétérogénéités de déformation. La microstructure est alors constituée de joints de grains fortement désorientés appelés joints lamellaires (anciens joints de grains, murs denses de dislocations, bandes de transition…) avec à l’intérieur quelques cellules ou sous-grains. La dimension des cellules n’évoluent que très faiblement (Fig. 1.6) et la distance entre les joints de grains fortement désorientés diminue graduellement. Ceci aboutit à une importante augmentation de la fraction des joints fortement désorientés. La texture de déformation devient également très marquée.

Fig. 1.5. Représentation schématique de la microstructure de déformation : (a) pour des déformations

faibles à moyennes, avec de longues microbandes de déformation et des murs denses de dislocations (DDW), et (b) pour des déformations importante (İ>1) avec une structure lamellaire parallèle à la direction de sollicitation [Hughes 1997].

(32)

Fig. 1.6. Dimension moyenne des cellules en fonction de la déformation pour différents métaux (Al,

Cu, Fe, Ni, Cr, Nb) d’après différents auteurs. La taille des cellules est exprimée par rapport à D1.5 :

taille des cellules à İ=1.5. La valeur de D1.5 est : Al § 0.5μm, Cu § 0.3μm, Ni § 0.3μm, Fe § 0.3μm,

Cr § 0.4μm, Nb § 0.2μm [Gil Sevillano 1980].

Dans les matériaux élaborés par SPD (en général İ > 5), la distinction entre cellules ou sous-grains et sous-grains est difficilement réalisable (Fig. 1.7). La taille minimale des sous-grains tend vers celle des cellules de dislocations (~150nm pour le cuivre). Les joints de grains ne sont pas clairement définis et les forts contrastes observés à l’intérieur des grains prouvent la présence de champs de contraintes internes importantes. C’est la structure particulière des joints, contenant de nombreuses dislocations, qui est à l’origine de la forte distorsion du réseau cristallin [Valiev 2000]. Ces joints sont qualifiés de joints « hors équilibre » (non-equilibrium grain boundaries : NEGBs) et ont une énergie libre très importante [Nazarov 1993]. Une représentation schématique des différentes structures entre joints « à l’équilibre » et NEGBs est donnée en figure 1.8.

Lors d’un recuit, il devient également difficile de distinguer les différents phénomènes de restauration, recristallisation et croissance. De ce fait, beaucoup d’études portant sur la stabilité thermique des matériaux nanostructurés s’intéressent plus globalement à l’évolution de la taille de la microstructure.

(33)

Fig. 1.7. Micrographie en champ clair par microscopie électronique en transmission (MET) d’un

cuivre élaboré par ECAE : equal channel angular extrusion (8 passes, route Bc, angle 90°) [Meyers

2006].

Fig. 1.8. Représentation des joints de grains « à l’équilibre » sans distorsion du réseau cristallin (a) et

« hors équilibre » où des déformations de flexion et de traction (b) et de compression (c) sont nécessaires. (d) et (e) : organisation des dislocations des joints de grains à l’origine du champ de déformation pour les cas (b) et (c) respectivement [Valiev 2000].

1.1.4.3. Exemples de microstructures obtenues après étirage

Cas du cuivre :

La microstructure du cuivre étiré jusqu’à une déformation équivalente de 6.9 est comparée à celle d’un cuivre élaboré par ARB (Accumulative Roll-Bonding : multi-colaminage) par Hanazaki et

al. (2010). La figure 1.9 montre deux clichés réalisés par microscopie électronique en transmission

(MET). Ces deux procédés mènent à une microstructure à grains ultra-fins (UFG). La distance entre joints fortement désorientés est comparable pour les deux modes de déformation (~300-400nm). L’évolution de la fraction de ces joints en fonction de la déformation équivalente mesurée par EBSD est donnée figure 1.10. La fraction tend vers 65%.

(34)

Fig. 1.9. Micrographies MET de cuivre pur déformé. Coupe longitudinale : (a) déformé par étirage

(İ=5) et, (b) par ARB (İ=4.8) [Hanazaki 2010].

Fig. 1.10. Fraction des joints de grains fortement désorientés en fonction de la déformation pour du

(35)

Fig. 1.11. Micrographies MET de cuivre pur étiré. Coupes transverses : (a) İ =5.3, (b) İ =10.3 et (c)

İ =11.9. L’échelle est identique sur les trois micrographies [Spitzig 1987].

Des micrographies de coupes transverses d’un cuivre pur étiré pour différents taux de déformation sont présentées figure 1.11. Pour la déformation la plus faible, İ = 5.3 (Fig. 1.11(a)), une sous-structure de cellules de dislocation avec des parois diffuses est toujours présente. Avec la poursuite de l’étirage, on observe la restauration et la recristallisation dynamique, les parois sont mieux définies ; les cellules deviennent des grains ou sous-grains (Fig. 1.11(b) et (c)).

Cas du niobium :

Au même titre que d’autres métaux cubique centré (CC), le niobium présente après étirage une forte texture <110> parallèle à l’axe et des grains de forme très courbée (« grain curling » ou « Van Gogh sky structure »). En effet, l’élongation de grains orientés <110> n’est possible qu’uniquement pour deux des quatre directions de glissement possible. Par conséquent, la forme du grain lors de la déformation évolue dans une seule direction (déformation planaire) pour former des rubans. Pour maintenir la compatibilité avec les grains voisins, les rubans se courbent les uns autour des autres [Hosford 1964].

(36)

Fig. 1.12. Micrographie optique de niobium pur étiré. Coupes transverses : (a) İ =2.2, (b) İ = 5.3

[Spitzig 1991].

Fig. 1.13. Micrographies MET de niobium pur étiré. Coupes transverses : (a) et (b) İ = 8 .2, (c) et (d)

İ = 11.0 [Spitzig 1991].

La figure 1.12 illustre le phénomène de « curling ». Il s’agit de micrographies optiques de sections transverses de niobium pur étiré à İ = 2.2 et İ = 5.3. On constate l’amplification du « curling » avec l’augmentation de la déformation. Les micrographies de MET pour des taux d’étirage plus importants, montrent des grains d’environ 100nm de large et 1μm de long en vue transverse (Fig. 1.13). L’observation de grains plus équiaxes de la figure 1.13(c) est significative de restauration

(37)

Fig. 1.14. Distribution des contraintes résiduelles après une déformation vraie İzz = 2.40 pour des

grains orientés <011> par rapport à l’axe d’étirage z (état déchargé) [Gil Sevillano 2007].

Le phénomène de « curling » dû à l’anisotropie plastique s’accompagne de la formation de contraintes internes d’ordre II. Ainsi, il a été montré que les contraintes dans les plans parallèles à l’axe d’étirage sont hétérogènes [Gil Sevillano 2007 ; Zolotorevsky 1996 ; Ripoll 2009]. La figure 1.14 présente des résultats issus de calculs par éléments finis [Gil Sevillano 2007]. Il s’agit des distributions des valeurs de contraintes résiduelles après une déformation İ = 2.40 pour différentes familles de plan. Dans cette étude, les grains étant orientés <011>, la contrainte σzz est la composante axiale agissant sur les plans {011}, les composantes σ100 et σ011 sont les composantes transverses qui

agissent respectivement sur les plans longitudinaux {001} et {011}. σ est la limite d’élasticité

macroscopique. En moyenne, les plans {001} subissent une contrainte de traction et les plans {011}

sont en compression. Localement, les contraintes peuvent atteindre la valeur de la limite d’élasticité. La forte contrainte résiduelle de traction agissant sur les joints de grains longitudinaux orientés <001> permet d’expliquer la délamination ou l’apparition de fissures inter-granulaires observées dans les matériaux CC étirés.

1.1.5. Cas des composites métalliques immiscibles

Dans ce chapitre, l’étude des composites et nanocomposites sera essentiellement centrée sur le cas de composites métalliques immiscibles. Ainsi, nous n’étudierons pas les phénomènes de transformations de phases, mise en solution ou précipitation lors d’un recuit mais nous nous

(38)

intéresserons à l’évolution des contraintes internes et aux modifications structurales définies au paragraphe 1.1.2 (restauration, recristallisation, croissance).

L’étude des contraintes internes dans les matériaux composites est primordiale. En effet, la co-déformation plastique de composites métalliques entraine la formation de contraintes résiduelles généralement bien plus importantes que dans les métaux monophasés. On comprend que les incompatibilités de déformation, sources des contraintes résiduelles, sont d’autant plus importantes avec la présence de différentes phases en raison de leurs propriétés élastiques et plastiques non similaires. Les exemples de composites à matrice ductile et renfort métallique sont nombreux. C’est notamment le cas des conducteurs multi-filamentaires à forte conductivité électrique et forte limite élastique constitués d’une matrice de cuivre renforcée par des métaux CC, comme le Nb par exemple [Spitzig 1987 ; Vidal 2009]. Les macro-contraintes résiduelles obtenues dans les deux phases après la déformation sont de signe opposé. La phase la plus dure plastifie moins que la phase ductile et emmagasine une énorme quantité de déformation élastique. Elle se retrouve ainsi dans un état de traction selon la direction de sollicitation après déformation. Une estimation de la contrainte résiduelle des fibres de niobium est donnée entre E/40 et E/10 dans le cas d’un Cu-Nb après étirage de 99% [Hong 1995]. La phase ductile présente, quant à elle, une macro-contrainte de compression.

En plus des contraintes résiduelles créées lors de l’élaboration, l’état de contraintes internes des phases est modifié lors d’une chauffe ou d’un refroidissement par la différence de dilatation thermique entre les phases. Par exemple, les valeurs des deux coefficients de dilatation thermique à 25°C du cuivre et du niobium sont respectivement évaluées à 16,85 .10-6 K-1 [James 2001] et 7,21 .10-6

K-1 [Wang 1998]. Ainsi, une hausse de température engendre des contraintes de compression dans le

cuivre et de traction dans le niobium. L’ensemble de ces contraintes internes accumulées rend de tels matériaux potentiellement instables lors d’un recuit.

Une des principales instabilités thermiques qui concerne de nombreux composites écrouis à froid est une instabilité d’origine morphologique s’expliquant par la forte énergie des interfaces de l’élément de renfort. C’est le cas, par exemple, des composites in-situ réalisés à partir d’un lingot fondu. Après des taux de déformation élevés, une structure micrométrique ou sub-micrométrique est obtenue, les fibres de renfort acquérant une forme de ruban (ou de plaquette) de grande longueur selon la direction de déformation. Par conséquent, le rapport surface d’interface sur volume du grain devient très grand ; avec les forces de capillarités, il va tendre à diminuer lors d’un traitement thermique. Le changement de forme des fibres entraine bien souvent leur fragmentation. Trois types d’instabilités de forme ont été observés et analysés par Kampe (1989) et Courtney (1989) et sont schématiquement représentés figure 1.15 : (a) la « cylindrisation » de la fibre, (b) la sphéroïdisation de ces bords et (c)

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