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La tomographie par contraste de diffraction des rayons X (anglais: Diffraction Contrast Tomography, DCT) est une technique pour l’imagerie des matériaux ductiles, avec une résolution de quelque micromètre. Traditionnellement, la DCT est utilisé pour l’étude des matériaux ré-cristallisés, contenants grains de quelque dizaine de microns. Les acquisitions de la DCT sont faites en utilisant des faisceaux monochromatiques bidimensionnels, pour pouvoir illuminer rapidement des régions assez larges des échantillons.
Récemment, un nouveau algorithme six-dimensionnel (6D-DCT) a été développé pour reconstruire matériaux avec une déformation plastique faible (dans l’ordre de quelque dégrée).
La topo-tomographie (TT) est aussi une technique pour l’imagerie des grain avec le contraste de diffraction X, mais qui permet de se focaliser sur un grain seulement, et d’obtenir des images à plus haute résolution que la DCT (sous-micron).
Pendant ce séminaire on présentera les arguments suivants: l’acquisition et la reconstruction des données DCT et TT, les extensions des algorithmes de reconstructions à 6D et 5D pour la reconstruction de l’orientation au niveau de sous-grain, et les applications futures comme la combinaison de la DCT et de la TT pour investiguer la formation des « slip bands » au début de la déformation.

 

Conférencier: Dr. Nicola Viganò

Date et Lieu: Vendredi 21 Février à 14h00, Salle de conférence du LEM (E2.01.20), Châtillon.

Afin d’accroître le rendement des turbomachines on augmente la température des gaz à l’entrée de la turbine (TET). Cela rend les conditions de fonctionnement des turboréacteurs de plus en plus sévères et nécessite le développement de nouveaux alliages aussi réfractaires que possible (T> 1000°C). Dans ce domaine les superalliages base nickel n’ont pas de concurrents sérieux. Leur développement s’est effectué depuis plusieurs décennies dans un contexte industriel. Ces alliages biphasés composés d’une phase γ’ dispersée dans une matrice désordonnée proposent aux métallurgistes une mine de questionnements fondamentaux :

Leur résistance mécanique élevée est-elle liée à la chimie de ces alliages? à la structure ordonnée de la phase γ’ ? au désaccord paramétrique entre les deux phases ou aux réseaux de dislocations aux interfaces?

Cette étude comparative entre le comportement en fluage à 1050°C, de deux superalliages monocristallins pour aubes de turbine, le MC2 alliage de 1^ère génération (sans rhénium) et le MCNG alliage de 3^ème génération (avec rhénium), constitue une tentative à hiérarchiser ces différents facteurs de durcissement.

L’approche à diverses échelles (macro, méso, micro) montre en quoi la création et l’évolution des radeaux diffèrent dans ces deux alliages. L’addition d’éléments lourds (Rhénium) peut modifier les caractéristiques intrinsèques de chacune des phases (paramètre de maille, énergie de défaut d’empilement, énergie de paroi d’antiphase, état d’ordre…) ou leur morphologie (structure standard ou en radeaux).

L’analyse détaillée des mécanismes de formation et d’évolution des réseaux qui gainent les radeaux  γ ’ à haute température (Figure 1a), fait apparaître le rôle essentiel des interfaces γ-γ’ perpendiculaires à l’axe de traction. Dans ces deux alliages elles ne sont pas planaires mais sont ondulées autour du plan (001) (Figure 1b). Cette ondulation moins symétrique dans MCNG aboutit à la formation de réseaux de dislocations lâches et mal organisés qui se déstabilisent de façon précoce conduisant à destruction prématurée des radeaux. Par contre dans MC2, l’ondulation est symétrique et les réseaux de dislocations sont denses, réguliers et stables conduisant à un stade secondaire plus long.

 

Figure 1 : Superalliage à base Nickel : (a) Structure standard  (b) La structure en  radeaux 

Conférencier: Dr. Moustafa Benyoucef

Date et Lieu: Mardi 10 Décembre à 10h30 Salle de conférence du LEM (E2.01.20), Châtillon.

Fig. 1 (top) Experimental reconstruction of the u₁₁₁ displacement field on a 250 nm Pt NP (bottom)  u₁₁₁ displacement field obtained by energy minimization of a simulated Pt NP (right) ε_xx, ε_yy and  ε_zz components of the strain tensor derived from the simulation

Les propriétés physiques à petite échelle de longueur diffèrent fortement de celles du matériau massif, typiquement en deçà du micromètre. Par exemple, la résistance mécanique augmente quand la taille diminue et de fortes contraintes résiduelles liés aux procédés d’élaboration sont présentes au sein de nanostructures. Il existe ainsi un besoin d’une meilleure compréhension de la relation entre la microstructure et les propriétés des matériaux aux échelles nanométriques. Du fait de sa bonne résolution spatiale et de son excellent sensibilité aux déplacements atomiques et à la déformation locale [1,2], l’imagerie par diffraction cohérente en géométrie de Bragg (BCDI) s’est imposée au cours des deux dernières décénnies comme un outil très puissant pour mesurer le champ de déplacement local dans des objets nanométriques [3]. Combinée à une sollicitation mécanique in situ, la BCDI est particulièrement adaptée à l’étude de la germination de défauts dans des nanoparticules isolées [4] ou encore à la détermination des mécanismes de déformations intragranulaires dans des films minces polycristallins [5].

De nos jours, la quasi convergence des échelles de longeur mesurables expérimentalement par diffraction cohérente et simulables par dynamique moléculaire, le couplage entre les deux méthodes est particulièrement pertinent, et permet une étude complète et détaillée des mécanismes de déformation à l’échelle atomique. Cette approche couplée a été utilisée pour étudier la relaxation de surface de nanoparticules métalliques (Au, Pt). Un excellent accord est obtenue entre la composante du champ de déplacement mesurée expérimentalement et calculée par minimisation d’énergie (statique moléculaire) (Fig. 1.) Grâce à cette approche, la mesure expérimentale de seulement une seule réflection de Bragg est requise pour pouvoir dériver le champ de déplacement 3D et les six composantes indépendentes du tenseur de déformation [6]. Les deux techniques peuvent également être combinées pour identifier des structures de défauts germées pendant une sollicitation mécanique in situ [4,5] ou encore pour interpréter l’évolution du champ de déformation d’une nanoparticule catalytique pendant une réaction sous gas [7,8]

[1] Watari, M. et al. Nature Materials 10, 862–866 (2011).

[2] Labat, S. et al. ACS Nano 9, 9210–9216 (2015).

[3] Robinson, I. & Harder, R. Nat Mater 8, 291–298 (2009).

[4] Dupraz, M. et al. Nano Lett. 17(11) (2017).

[5] Cherukara, M. et al. Nat. Comm. 9 (2018).

[6] Dupraz et al.  to be submitted (2019)

[7] Kim, D. et al. Nat. Comm. 9, 3422 (2018).

[8] Dupraz, M. et al. in preparation

Conférencier: Dr. Maxime Dupraz

Date et Lieu: Lundi 25 Novembre à 14h00 Salle de conférence du LEM (E2.01.20), Châtillon.