Structures atomiques de l’état amorphe
On peut généralement présenter la matière suivant ses trois états qui dépendent des conditions de températures et de pression : l’état gazeux, l’état liquide et l’état solide.
Dans l’état gazeux, les atomes sont éloignés les uns des autres, la matière est désordonnée que ce soit à courte distance (dimensions proches de la taille des atomes) ou à longue distance (dimensions très supérieures à la taille des atomes). Dans l’état liquide, les atomes sont plus rapprochés. Il n’existe pas d’ordre à longue distance, mais à courte distance un arrangement prend forme, typiquement aux premiers voisins. Généralement à l’état solide, et particulièrement dans le cas des métaux, les atomes sont arrangés sur un réseau qui se répète dans les trois dimensions de l’espace sur une longue distance. On parle alors, pour cet état condensé, d’état cristallin. L’état solide peut aussi exister sans présenter d’ordre à longue distance. Comme dans l’état liquide, un ordre à courte distance existe toujours et il est souvent dicté par la composition chimique des différents éléments. On dit que la structure est amorphe Si cette structure amorphe est obtenue lors de la solidification d’un liquide, on parle de verre qui présente alors le phénomène de transition vitreuse. Un verre métallique est donc un alliage qui, lors de sa solidification, n’a pas cristallisé et possède une structure amorphe. De ce fait, un cliché de diffraction ne présente pas de pics caractéristiques des distances interréticulaires du cristal.
Caractéristiques de l’état vitreux
Dans le paragraphe précédent, nous avons discuté la cristallisation lors de la solidification du liquide fondu et nous avons vu qu’afin d’éviter la cristallisation, il est nécessaire de refroidir le liquide assez rapidement c’est‐à‐dire avec une vitesse de refroidissement minimale qui dépend de la composition. La formation d’un verre devient un problème de stratégie.
Considérons le volume spécifique d’un alliage surfondu à l’état liquide. Son état est donné par le point « a » sur le diagramme V(T) . Au cour du refroidissement, le volume diminue progressivement le long du segment « a‐b‐c » suivant le coefficient de dilatation/contraction thermique de l’état liquide où le point « b » correspond à Tl, température du liquidus. À cette température, une quantité de cristaux sont thermodynamiquement en équilibre avec le liquide. Pour une vitesse de refroidissement élevée et une bonne aptitude à l’amorphisation, la cristallisation par la germination homogène se produit si (i) il y a un grand nombre de germes présents dans la masse, combiné avec (ii) une vitesse de croissance cristalline suffisamment grande. Un rétrécissement du volume accompagne généralement la transformation du premier ordre qui est la cristallisation, et les cristaux formés continuent ensuite de refroidir le long de la ligne de contraction du cristal jusqu’au point « e ». Si la cristallisation n’a pas eu lieu en dessous de Tl, principalement à cause d’une vitesse de refroidissement élevée, le liquide se trouve dans l’état hors équilibre dit « sous‐refroidi » le long du segment « b‐c‐f » qui est l’extrapolation de la ligne « a‐b‐c » et aucune discontinuité dans le diagramme V‐T n’est observée. Avec le refroidissement, les atomes deviennent de moins en moins mobiles et la viscosité du système augmente rapidement. À une température suffisamment basse, les amas d’atomes ne peuvent plus se réarranger assez rapidement pour atteindre le volume spécifique Vl(T) fixé par le coefficient de dilatation/contraction thermique du liquide surfondu. Alors la ligne V(T) fait un départ lisse de « b‐c‐f » et suit une ligne quasi droite (approximativement parallèle à la droite « d‐e ») jusqu’au point « g » pour un refroidissement rapide, ou jusqu’à « h » pour un refroidissement relativement lent. La matière dans la partie quasi droite de la ligne Vv(T) correspond à l’état vitreux.
Modèles structuraux des matériaux amorphes
Le modèle de Bernal , bien que destiné initialement aux liquides, fut le premier à être proposé pour les verres métalliques. Dans ce modèle, la structure amorphe est construite à l’aide de sphères dures collées les unes contre les autres pour former l’assemblage le plus compact possible d’un réseau dense et aléatoire (Dense Random Packing DRP). Les quatre premières sphères constituent un tétraèdre et les autres vont s’ajouter pour donner une structure de plus en plus compliquée . Cela fait apparaître des cavités dans la structure amorphe, connues sous le nom de ‘cavités canoniques’ ou de ‘Bernal’. Un peu plus tard, avec le développement des moyens informatiques, plusieurs algorithmes ont été mis au point pour construire et simuler des amas de sphères dures de différentes formes et densités (DRPHS: Dense Random Packing of Hard Sheres).Les modèles dits de ‘sphères dures’ correspondent plus ou moins bien avec la fonction de distribution radiale obtenue par les expériences de diffusion. Un exemple est celui de l’alliage binaire amorphe Ni-P . Néanmoins, les densités obtenues par le biais de ces modèles sont inférieures aux valeurs expérimentales d’autant plus qu’elles diminuent avec la taille de l’amas construit . Ces problèmes ont été résolus en intégrant des potentiels interatomiques plus ou moins ‘moux’ permettant aux sphères dures de s’interpénétrer; on parle de modèles de relaxation. Dans ce cas, l’ordre local est gouverné par une chimie locale un peu plus tard, avec le développement des moyens informatiques, plusieurs algorithmes ont été mis au point pour construire et simuler des amas de sphères dures de différentes formes et densités (DRPHS: Dense Random Packing of Hard Sheres) .Les modèles dits de ‘sphères dures’ correspondent plus ou moins bien avec la fonction de distribution radiale obtenue par les expériences de diffusion. Un exemple est celui de l’alliage binaire amorphe Ni-P .
Propriétés mécaniques des BMG
Il est maintenant établi que les verres métalliques possèdent une combinaison unique de très haute résistance mécanique et de dureté élevée due à une forte élasticité de l’ordre de 2%. La disponibilité des données sur les propriétés mécaniques des verres métalliques a permis à Ashby et Greer de les inclure dans la construction des cartes de sélections couvrant plus de 1500 types de matériaux, et de comparer quantitativement leurs propriétés basées sur différents indices de performance d’Ashby. Ils montrent que les verres métalliques occupent des positions bien distinctes. Nous pouvons retenir de cette carte que les verres métalliques sont les matériaux qui se rapprochent le plus de leurs limites de la résistance théorique (µ/30 où µ est le module de cisaillement ).
Ceci étant, la présence d’une large région de liquide surfondu dans laquelle la déformation se fait par écoulement visqueux Newtonien facilite la mise en forme des verres métalliques. Ceci constitue un avantage économique car il peut permettre d’éviter le coût associé à l’usinage à des températures bien inférieures à Tf. Cette plage de superplasticité a été également exploitée pour l’accomplissement de nombreuses applications telles que l’assemblage, la soudure .
L’absence de défauts (absence de joints de grains) et l’homogénéité chimique des verres métalliques lui confèrent une bonne résistance à la corrosion.
Comportement mécaniques des verres métalliques
Les verres métalliques massifs présentent généralement deux modes de déformation associées à des propriétés mécaniques très différentes. Le passage de l’un à l’autre est très dépendant de la température mais il l’est aussi de la vitesse de déformation appliquée.
Généralement, à température ambiante (à basse température, c’est-à-dire pour, T < 0,8Tg) les verres métalliques présentent des contraintes à rupture très élevées (jusqu’à plus de 2 GPa pour les verres base Zr) associées à des déformations élastiques particulièrement importantes (plus de 3%). Macroscopiquement, ils montrent un comportement fragile (rupture sans déformation plastique préalable) mais on relève la présence de bandes de cisaillement, caractéristiques d’une activité plastique locale : ainsi, ce mode de déformation est appelé mode hétérogène. À haute température (T > 0,8Tg) le matériau peut suivre un mode homogène de déformation, pour lequel les bandes de cisaillement disparaissent totalement, et tout le matériau participe à la déformation. Le verre peut subir dans ce mode-là des déformations allant jusqu’à plus de 10 000% en traction .
Table des matières
Introduction générale
Chapitre I : Généralités
Introduction
I.1 Historique et synthèse des verres métalliques ou alliages métalliques amorphes
I.2 Structure atomique de l’état amorphe
I.3 Notions de base sur la formation d’un verre métallique
I.3.1Cristallisation de l’état liquide et sa suppression
I.3.2 Caractéristiques de l’état vitreux
I.3.3 Propriétés thermiques et thermodynamiques de l’état vitreux
I.4 Aspect cinétique de la vitrification
I.4.1 Aptitude à l’amorphisation (Glass Forming Ability GFA)
I.5 Notion de volume libre et relaxation structurale
I.6 Modèles structuraux des matériaux amorphes
I.7 Propriétés mécaniques des BMG
I.8 Comportement mécaniques des verres métalliques
I.8.1 Modèles de déformation
I.8.2 Élasticité
I.8.3 Déformation hétérogène
I.8.3.1 Analyse de la rupture
I.8.3.2 Critère de fragilité
I.8.3.3 Amélioration de la ductilité des verres métalliques
I.8.4 Déformation homogène
I.8.4.1 Modèles rhéologiques
I.8.4.2 Viscosité
I.8.4.2.1 Relation entre la viscosité et la vitesse de déformation
I.8.4.2.2 Relation entre la viscosité et la température
I.8.5 Régime Transition homogène/hétérogène
I.9 Propriétés des matériaux amorphes
I.9.1 Propriétés de transport
I.9.1.1 Diffusion atomique
I.9.1.2 Propriétés thermiques
I.9.1.3 Propriétés acoustiques
I.9.1.4 Propriétés électriques
I.9.2 Propriétés magnétiques
I.9.3 Propriétés chimiques (Résistance à la corrosion )
I.10 Les alliages a base de Zirconium
I.11 Applications des verres métalliques
I.12 Conclusion du chapitre
Chapitre II : Procédure expérimentale
Introduction
II.1 Techniques d’Elaboration
II.2 Caractérisation des éléments de départ
II.3. balance
II.4. Four d’arc électrique (Arc Melting)
II.5. É laboration de rubans par Trempe sur roue (Melt spinning)
II.5.1 Procédure expérimental
II.6. Élaboration d’échantillons massifs par Injection dans un moule en cuivre (Copper mold
casting)
II.6.1 Procédure expérimental
II.6.2 Polissage des sections de barreaux
II.7 Techniques de caractérisations structurales
II.7.1 Diffraction des rayons-X
II.7.2 Calorimétrie différentielle à balayage (DSC)
II.7.2.1 Principe de base de l’analyse Calorimétrie différentielle à balayage (DSC)
II.7.3 Microscope électrique à balayage (MEB)
II.7.3.1 Colonne électronique
II.7.3.1.1 Canon à électrons
II.7.3.1.2 Système de lentilles électroniques
II.7.3.2 Chambre « objet »
II.7.3.3 Ensemble de Détecteurs
II.7.3.3.1 Détection des électrons secondaires
II.7.3.3.2 Détection des électrons rétrodiffusés
II.7.3.3.3 Détection des électrons Auger
II.7.3.3.4 Détection des photons X
II.7.3.4 Interaction entre le faisceau d’électrons et l’échantillon
II.8 Techniques de caractérisation mécanique
II.8 .1 Essai de compression
II.8 .2 Essais de dureté
II.9 Conclusion du chapitre
Chapitre II : Résultats et Discussions
Introduction
III .1 Etude par diffraction des rayons-X
III .1.1 L’alliage de départ (L’alliage mère)
III .1.2 Echantillons massifs et rubans (Alliages amorphes)
III .1.2 .1 Alliage amorphe massif : sous forme cylindrique
III .1.2 .2 Alliages amorphes sous forme rubans
III .1.2 .3 comparaison entre les échantillons massifs et rubans
III .1.3 Caractérisations de la géométrie de la lingotière utilisée
III .1.3.1 Observation de la coulée
III .1.4 Caractérisations les deux faces du ruban (Côté libre, Côté roue)
III .2 Températures caractéristiques et indices de GFA
III.2 .1 Verres métalliques massifs (VMM): forme cylindrique
III.2 .2 Verres métalliques massifs (VMM): forme conique
III.2 .3 Verres métalliques sous forme rubans
III .2.4 Comparaison entre les échantillons massifs et rubans
III .3 Cinétique de la cristallisation
III .3.1 Analyse structurale
III .4 Propriétés mécaniques dans l’état amorphe
III .4.1 propriétés macroscopiques (essais de compression)
III .4.2 Essais de dureté
III .4.3 Effet de l’adition Nb, Ta et Ti dans le système Zr59Cu18Ni8Al10X5
III.5 Conclusion du chapitre
Conclusions générales
ANNEXES
Références
