Résumé étendu en français

La science a émergé avec l'homme et s'est développée au même rythme. En fait, par la science, l'homme a réussi à atteindre l'état actuel des connaissances. Le métal est un élément clé dans cette évolution. Il est donc toujours nécessaire de trouver de nouveaux métaux avec de meilleures propriétés ou des mélanges de métaux (appelés «alliages») dont les caractéristiques sont supérieures à celles d'un seul métal.

Les matériaux de type « alliages à mémoire de forme» (AMF) constituent un groupe spécial de métaux qui sont obtenus en combinant deux ou plusieurs métaux, et qui ont des propriétés remarquables. Une de leurs caractéristiques est le processus de changement de la forme géométrique, en passant de la phase «basse température» (martensite) à la phase «haute température» (austénite). Les AMF sont caractérisés par l'effet de mémoire de forme et leur comportement superélastique. Les propriétés des AMF sont basées sur la transformation martensitique thermoélastique austénite-martensite. Découverts en 1951 dans un alliage Au-47, 5% Cd, les AMF font partie d'une catégorie de matériaux qui ont subis un développement rapide ces dernières décennies. Ces matériaux ont un large champ d'utilisation, de l'industrie de la médecine à l'aérospatiale. L'objectif de la thèse est d'étudier le comportement thermomécanique d'AMF de type Cu-Zn-Al, notamment à l'aide de moyen de mesures par thermographie infrarouge (IR). Ce document rassemble une étude bibliographique succincte sur le comportement de ces matériaux, puis une recherche de compositions chimiques d'AMF Cu-Zn-Al (qui ont été réalisés dans le cadre de la thèse) et enfin une étude expérimentale à l'aide de mesures thermiques par thermographie IR. Notamment, la dissipation mécanique associée à la transformation de phase sous contrainte sera déterminée expérimentalement. La quantification de cette dissipation mécanique est importante car cette grandeur traduit le niveau d'irréversibilité de la transformation de phase.

Ce travail de thèse porte sur les AMF à base cuivre (en particulier de type Cu-Zn-Al), avec pour objectif principal de contribuer à étudier leur comportement thermomécanique.

Plus précisément, il s'agira de mesurer la dissipation mécanique en couplant des essais mécaniques réalisés à l'aide d'une machine de traction MTS et des mesures de températures par thermographie infrarouge à l'aide d'une camera infrarouge Cedip Jave III. Il s'agira aussi d'analyser l'influence de la composition de l'AMF sur le niveau de dissipation mécanique lors d'essais cycliques à température ambiante.

Il a été élaboré des échantillons d'AMF Cu-Zn-Al avec deux formes distinctes :

-des échantillons de forme cylindrique (fabriqués en premier); -des échantillons parallélépipédiques (fabriqués dans un deuxième temps), sur lesquels nous avons fait des mesures thermomécaniques.

La composition de ces AMF sera telle que les échantillons seront martensitiques or austénitique à température ambiante. (Ils ont été élaborés en Roumanie).

La dissipation mécanique est la quantité de chaleur étant due aux irréversibilités mécaniques qui apparaissent dans les éprouvettes (dislocations, défauts d'empilements).

Observer son évolution en fonction de la composition des éprouvettes permettra de trouver la ou les compositions qui pourront être jugées optimales au sens où les AMF qui vont dissiper le moins pourront être considérés comme les meilleurs. Ce travail se fait en collaboration franco-roumaine, et par participation de trois universités: Université de Pitesti, Université Gh.

Asachi, Iasi et Université Blaise Pascal. En France, le travail a été réalisé au laboratoire "Institut Pascal" (UBP/IFMA/CNRS).

Le travail de doctorat a commencé par le choix de compositions chimiques d'AMF Cu-Zn-Al, suivie de leur élaboration (fabrication, traitement thermique, usinage...), et à la fin les mesures thermomécaniques.

Ce résumé se divise en deux parties.

La première partie de la thèse présente l'état de l'art dans le domaine des AMF : microstructures et transformation de phase, élaboration et traitement thermique primaire, propriétés mécaniques, influence de la composition chimique sur les propriétés des AMF et étude de l'influence de la température.

Dans la seconde partie, nous présentons successivement : le programme expérimental suivi dans chaque laboratoire ; les matériaux et les techniques expérimentales utilisées ; l'élaboration et la caractérisation préalable des échantillons à l'état laminé, la déformation plastique et la caractérisation en l'état déformée pour les échantillons d'AMF Cu-Zn-Al choisis ; la technique de mesure de la dissipation mécanique à l'aide de mesure de température par thermographie IR ; l'influence de la composition chimique sur la dissipation mécanique.

Les conclusions et les perspectives sont enfin présentées.

Des essais ont été effectués sur des AMF cuivre-zinc-aluminium (Cu-Zn-Al), polycristallins, avec un comportement pseudoélastique (transformation austénite-martensite) ou pseudoplastique (réorientation des variantes de martensite). Les essais ont été effectués à température ambiante. Les échantillons étaient austénitique or martensitique à l'état initial. Le chargement mécanique a été appliqué utilisant une machine d'essais uni-axiale. Les mesures de température ont été faites en surface d'échantillon par thermographie infrarouge. D'abord, chaque échantillon a été étiré de façon à transformer partiellement. Ensuite, un petit déplacement cyclique (mais rapide) de l'actionneur de la machine d'essai a été superposé au déplacement moyen atteint dans la première partie. L'analyse des résultats obtenus consiste à traiter les températures mesurées par thermographie IR pendant le chargement. L'objectif de cette étude n'est pas d'analyser les propriétés d'amortissement, mais on peut noter que le chargement mécanique est assez similaire à celui habituellement utilisé pour une analyse dynamique mécanique. Les AMF sont en effet connus pour leurs propres propriétés d'amortissement, qui sont généralement expliquées par un frottement interne dû aux mouvements des interfaces des microstructures. Durant le chargement cyclique, il apparait toujours un couplage thermoélastique (entre la température et la partie élastique de la déformation). Il faut noter que la simple observation de la température ne fournit pas d'informations claires sur l'évolution de la transformation martensitique à cause du phénomène de diffusion thermique. Ainsi, un traitement spécifique du signal thermique est réalisé pour remonter aux sources de chaleur produites par le matériau. Notamment, la partie liée aux irréversibilités mécaniques ("dissipation mécanique") peut être déduite de ces mesures thermiques durant le chargement cyclique.

I Partie -Travail Bibliographique

Introduction

Les alliages à mémoire de forme (AMF) possèdent des propriétés particulières parmi lesquelles la superélasticité et l'effet mémoire sont certainement les plus célèbres. La grande réversibilité de la transformation austénite-martensite (A-M) survenant dans ces matériaux est le point-clé de la performance mécanique des AMF. Cependant, l'existence d'une petite irréversibilité est révélée par l'hystérésis thermique de transformation, c'est à dire la différence entre la température martensite-finish Mf et la température austénite-start As (ou entre la température austénitique-finish Af et la température martensite-start Ms). Les bonnes propriétés d'amortissement des AMF dans certaines gammes de températures révèlent également l'existence d'irréversibilités mécaniques lors de la transformation de phase induite par la contrainte. Ces irréversibilités sont généralement expliquées par un frottement interne due aux mouvements des interfaces [1]. L'évaluation expérimentale de l'irréversibilité de la transformation a été proposée dans la littérature avec un accent particulier sur l'influence de la composition chimique: voir par exemple [2] et [3] pour les transformations induites par la température et la contrainte induite, respectivement. En effet, la composition chimique règle les paramètres de maille de l'austénite et de la martensite. Comme le niveau d'incompatibilité entre les phases cristallographiques est une fonction des paramètres de maille [4,[START_REF] Xu | The Thermomechanical Behaviour of Cu-AI-Ni Single Crystals with Shape Memory[END_REF], on peut s'attendre à ce qu'un lien existe entre la composition chimique et l'irréversibilité de transformation.

Le présent travail se propose d'évaluer le niveau d'irréversibilité de la transformation de phase induite par la contrainte dans des échantillons de Cu-Zn-Al. La thermographie infrarouge (IR) est utilisée pour cela. La thermographie infrarouge est une technique basée sur l'utilisation de caméras infrarouges. Dans le contexte de la thermomécanique, ces caméras sont utilisées pour capter les variations de température à la surface des échantillons soumis à des chargements mécaniques. Divers phénomènes tels que la plasticité ou la transformation de phase induisent des changements de la température locale et l'idée est de détecter et de suivre ces changements au cours des essais mécaniques. Cette technique a récemment diffusé dans la communauté de la mécanique expérimentale. On peut citer des articles récents traitant de la caractérisation des différents types de matériaux [6] tels que les aciers [7], les alliages d'aluminium [START_REF]Progress in Shape Memory Alloys[END_REF], la céramique [START_REF] Contardo | Training and Two -Way Memory Effect in Cu-Zn-AI Alloy[END_REF], les polymères [START_REF] Ienciu | Cercetări experimentale asupra aliajelor cu efect de memoria formei[END_REF], les caoutchoucs [START_REF] Otsuka | Superelasticity effects and stress-induced martensitic transformations in Cu-Al-Ni alloys[END_REF] ou les AMF [START_REF] Okamoto | Crystallography of β´1 → γ ´1 stress-induced martensitic transformations in a Cu-Al-Ni alloy[END_REF][START_REF] Stanciu | Cercetări experimentale privind elaborarea şi comportamentul de memoria formei ale unei alame aliate, Simpozionul ştiinţific TEHNOMUS, Ediţia a-VIII-a, Universitatea "Ştefan cel Mare[END_REF][START_REF] Rapaciolli | The rubberlike behavior in Cu-Zn-Al martensite single crystals[END_REF][START_REF] Enache | Interface Analyze of a Composite Material with Shape Memory Alloy Matrix[END_REF]. Concernant les AMF, il faut souligner que la transformation A-M induit généralement des changements de température locales importants qui font que la thermographie infrarouge un outil qui est particulièrement adapté pour détecter et analyser ce phénomène.

Tout processus de déformation est généralement associé à une source de chaleur produite ou absorbée par le matériau. Cette source de chaleur peut être divisée en deux parties [6]:

I.
une partie est due au couplage thermomécanique comme la source de couplage thermoélastique ou la source de chaleur latente liée à la transformation de phase. Cette source de chaleur peut être positive ou négative.

II. l'autre partie est due à des irréversibilités mécaniques. Elle est généralement considérée comme étant la dissipation intrinsèque (ou dissipation mécanique). Elle doit être distinguée de la dissipation thermique dans l'inégalité de Clausius-Duhem.

Cette irréversibilité peut être liée à la viscosité, la plasticité ou l'endommagement par fatigue, par exemple. Cependant, il est intéressant de noter que tout changement dans la microstructure possède une partie d'irréversibilité mécanique. Par exemple, les transformations de phase solide-solide dans les métaux conduisent en général à des incompatibilités de déformations locales qui peuvent créer des dislocations. Tout changement dans la microstructure est alors associé à une dissipation mécanique.

Cette source de chaleur est toujours positive.

La présente étude traite de la dissipation mécanique produite par les AMF lors de la transformation induite par la contrainte. L'objectif de ces expériences est d'utiliser la thermographie infrarouge pour mesurer la dissipation mécanique dans les échantillons de Cu-Zn-Al sous chargement mécanique uniaxial cyclique à température ambiante constante. Il faut noter que les premières tentatives pour utiliser cette approche concernent l'identification de la limite de fatigue des aciers [START_REF] Stanciu | A structural-morphological study of a Cu 63 Al 26 Mn 11 shape memory alloy[END_REF][START_REF] Kneissl | Microstructure and Properties of Shape Memory Alloys[END_REF][START_REF] Castrodeza | Processing of Shape Memory CuZnAl Open-cell Foam by Molten Metal Infiltration[END_REF]. Dans le cas des AMF, aucune approche n'a jamais été utilisée à notre connaissance. L'idée ici est donc d'examiner la dissipation mécanique en testant différents échantillons, chacun d'entre eux étant d'une composition chimique différente.

II Partie -Programme expérimental

Cette thèse présente un travail effectué pendant une période de trois ans dans trois laboratoires différents:

I

III. Fabrication des échantillons

Le matériau constitutif des échantillons testés pendant cette étude est un alliage Cu-Zn-Al. La composition chimique est cependant légèrement modifiée d'un échantillon à l'autre pour explorer une partie de l'espace de composition où la transformation AM peut potentiellement se produire. Tous les matériaux sont d'abord élaborés dans un four à chauffage par induction avec creuset en graphite, ce qui permet d'obtenir des lingots parallélépipédique pour chaque composition. La charge métallique comprend des composants qui ont une grande pureté chimique (99,97% en poids de Cu; 99,50% en poids d'Al; 99,5% en poids de Zn). Elle forme un bain métallique. 70% du cuivre a été d'abord été introduit dans le four et a été fondu. L'aluminium et le cuivre restants ont ensuite été ajoutés dans le bain. Cette procédure a été utilisée pour limiter l'oxydation de l'aluminium. Le zinc a été mis dans le mélange à la fin de la procédure. Cette composition contient un pourcentage des composants près de la moyenne des pourcentages souhaités pour tous les échantillons à fabriquer. Cette composition a été obtenue précisément par le calcul (voir plus loin les explications à ce sujet).

La charge a été préparée à chaque fois pour 1 kg de mélange.

Une petite quantité correspondant à la matière nécessaire à l'élaboration de deux échantillons a été prise tour à tour dans le mélange à l'état fondu. Après chaque coulée, une petite quantité d'Al ou Zn a été ajoutée au mélange fondu restant pour obtenir une nouvelle composition chimique puisque le but était d'explorer un certain domaine de l'espace de composition où une la transformation AM peut se produire, comme expliqué ci-dessus. Ces faibles mélanges de fusion modifiés ont ensuite été placés à leur tour dans le moule pour obtenir de nouveaux échantillons. Nous avons utilisés deus types de moules :

-au début nous avons utilisés des moules cylindriques. Pour obtenir des échantillons parallélépipédiques il faut toutefois laminer les éprouvettes obtenues initialement. Plusieurs passages [START_REF] Xu | The Thermomechanical Behaviour of Cu-AI-Ni Single Crystals with Shape Memory[END_REF](6) sont nécessaires pour atteindre la forme voulue. Ces passages changeront la structure microstructural et peuvent introduire aussi des contraintes résiduelles dans les matériaux. Nous avons fabriqué 20 échantillons cylindriques qui ont été utilisés pour déterminer l'effet de mémoire existant dans les alliages fabriqués et aussi pour mesurer le pourcentage de déformation récupéré par l'effet de mémoire de forme, comme expliqué dans la

Réf. [START_REF] Duering | An Engineering's perspective of Pseudoelasticity in Engineering Aspects of Shape Memory Alloys[END_REF].

-un moule parallélépipédique nous a aussi permis d'obtenir des éprouvettes proches des dimensions désirées, puisque seuls 2-3 passages ont été nécessaires pour chaque échantillon. Avec le moule parallélépipédique, nous avons fabriqué au total 40 échantillons qui comprennent différentes compositions chimiques.

Le moule utilisé pour préparer les échantillons testés était donc celui de forme parallélépipédique. Cinq minutes ont été nécessaires pour préparer chaque échantillon. A la fin de la procédure, une série d'échantillons comportant diverses compositions chimiques était donc disponible, avec deux échantillons pour chaque composition (voir annexe 2, tableau 1).

Après refroidissement, les surfaces supérieure et inférieure des échantillons ont été polies. A la fin de cette procédure, les échantillons avaient une épaisseur constante d'environ 4 mm, avec des surfaces planes et régulières. Ces échantillons ont été ensuite été chauffés jusqu'à 750°C et laminés à chaud pour obtenir l'épaisseur finale désirée, qui est près égale à 1 mm.

Trois passages étaient nécessaires pour réduire cette épaisseur initiale de 4 à 1 mm. La feuille obtenue a finalement été coupée pour obtenir les échantillons qui ont été testés. Tous les échantillons ont finalement été trempés par chauffage à 750°C, puis refroidis pour obtenir des alliages à mémoire de forme. Après cette étape, une analyse microstructurale a été faite pour montrer la microstructure caractéristique obtenue après la trempe (annexe 1, figure 7). Cette analyse sera utile ultérieurement, après avoir mesuré les valeurs caractéristiques des dissipations mécaniques, afin de déterminer la relation entre la microstructure et la composition chimique. Une analyse d'émission spectrale a aussi été réalisée pour déterminer les pics de la phase dominante qui apparaissent pour certains échantillons pour lesquels l'analyse microstructurale n'offre pas de données suffisantes. Cette procédure a été appliquée à des lots de dix éprouvettes placés dans des cadres rigides afin que la forme parallélépipédique régulière désirée soit imposée pendant le traitement thermique. Le refroidissement a été réalisé à l'air jusqu'à la température ambiante. Cette procédure de refroidissement a été choisie pour obtenir une martensite auto-accommodante, comme suggéré dans [START_REF] Da Silva | Preparation of Cu-Al-Nb shape memory alloys by high energy ball milling and powder metallurgy[END_REF]. Les talons en 'aluminium de forme carrée ont ensuite été collés sur les extrémités des éprouvettes pour empêcher le glissement dans les mors de la machine d'essai.

Les dimensions de la section des échantillons change légèrement de l'un à l'autre, en fonction des dimensions de la feuille où ils ont été coupées.

La composition chimique théorique des échantillons a été choisie pour être distribués de manière linéaire sur une certaine partie de l'espace de la composition chimique, l'idée étant d'explorer une zone pour la transformation A-M puisse se produire potentiellement.

L'emplacement exact de ces points n'était pas exactement celui désiré. Une première raison est qu'il y a toujours une incertitude dans l'élaboration des matériaux. En outre, il est bien connu que le zinc s'évapore aux températures élevées atteintes lors de l'élaboration. Car il n'était pas possible de contrôler l'atmosphère dans le four utilisé pour fabriquée les échantillons, le pourcentage des différents constituants évoluait légèrement pendant l'élaboration, ce qui a conduit finalement à des éprouvettes présentant une composition chimique légèrement différente de celle qui était désirée. Enfin, des scories métallurgiques se sont formées sur la surface du mélange. Elles ont protégé le mélange de l'oxydation, mais elles ont également contribué à modifier légèrement la composition chimique finale.

Toutefois, le point important est que la composition finale a bien pu être mesurée à l'aide d'un spectromètre de type Foundry Master. Cette analyse a été réalisée en plusieurs points de chaque surface de l'échantillon. Les résultats obtenus ont été moyennés pour obtenir la composition réellement obtenue pour chaque échantillon à la fin de la procédure de fabrication.

Un diagramme Zn-Al présentant le domaine où la transformation martensitique est potentiellement présente a été utilisé pour décrire la position des spécimens élaborés. La zone étudiée dans le diagramme Zn-Al est montrée sur la Figure 1 formule donnée en [START_REF] Guerioune | SHS of shape memory CuZnAl alloys[END_REF], mais nous avons utilisé ici la valeur de Ms obtenue à partir du diagramme donné dans [START_REF] Hane | Microstructure in a cubic to orthorhombic transition[END_REF], qui est plus précise.

IV. Procédure expérimentale

IV.1 Le chargement mécanique

Tous les échantillons ont été testés selon la même procédure. La température ambiante était égale à 25 ± 0,1 °C. Chaque échantillon a été fixé dans les mors d'une machine d'essai uniaxiale (MTS ± 15 kN). La procédure mécanique se compose de trois essais cycliques à déplacement contrôlé de courte durée (voir la figure 2-a).

La valeur maximale imposée était égale à ε = 1%, 2% et 3,2% successivement, tandis que l'amplitude de la déformation et de la fréquence de chargement étaient les mêmes pour les trois étapes: ± 0,05% et 13 hertz. Un retour à contrainte nulle a été appliqué entre chaque étape. L'idée était d'observer si le niveau de contrainte pendant le chargement cyclique influençait la dissipation mécanique.

En fait, chacune des trois étapes a été divisée en quatre étapes qui sont décrites cidessous. Cela se justifie par le fait que comme la dissipation mécanique induit de très légères variations de température, une attention particulière doit être accordée à la mesure et au traitement des variations de température pendant le chargement cyclique. La procédure d'essai de chaque étape a été les suivantes:

 Étape 1 -la première étape à consisté à charger l'échantillon jusqu'à un certain niveau de déformation notée ε.

Cette charge a été appliquée pendant 10 s quelle que soit la valeur de ε. Ces variations On peut observer une diminution de la contrainte progressive au cours de l'étape de chargement constante (étape 2). Ce phénomène est dû au retour à température ambiante, car cela induit une transformation de phase, ce qui entraîne une relaxation des contraintes évidentes.

V. Traitement des données

Les changements de température recueillie au cours de l'étape 3 (chargement cyclique) ont été traités pour déduire l'évolution de la dissipation mécanique. Une procédure dite « 0 D » a été utilisée. Elle est appelée ainsi car elle concerne des valeurs moyennes sur la zone utile de l'échantillon, contrairement à la procédure dite « 1 D » qui consiste à suivre des évolutions selon l'axe de l'échantillon, après moyenne selon la direction perpendiculaire, et la procédure « 2 D » qui se base quant à elle sur une analyse en deux dimensions, sur la surface extérieure de la zone utile. Ces deux dernières approches n'ont pas été utilisées ici vu les très faibles dissipations déjà mesurées lors de l'approche « 0 D » et vu que la dissipation était a priori homogène dans la zone observée.

L'analyse des résultats expérimentaux est basée sur l'équation de la diffusion de chaleur L'objectif était d'évaluer les sources de chaleur à partir des changements de température et surtout d'extraire la partie de la source de chaleur correspondant à la dissipation mécanique.

V.1. Equation simplifiée de la diffusion de chaleur

L'équation de la diffusion de chaleur 3D peut être réduite à une formulation '0D' qui peut être utilisée lorsque les sources de chaleur sont réparties uniformément dans l'échantillon. Elle consiste à utiliser la valeur moyenne des changements de température au cours de la section de l'échantillon pour estimer la source de chaleur qu'il produit ou absorbe.

Cette approche peut être trouvée par exemple dans les références. [7, 10, 27 32]. L'équation s'écrit comme suit:

(1) L'équation 1 est utilisée pour le calcul de la variation suivant le temps de la source de chaleur s(t) en fonction des changements de température Θ (t). La dérivée temporelle d Θ /dt s'effectue simplement par différences finies. La source de chaleur est composée de plusieurs termes, comme détaillé dans la section suivante où l'on explique comment extraire la dissipation mécanique à partir des mesures effectuées pendant le chargement cyclique.

V.2 Extraction de la dissipation mécanique

La source de chaleur se compose de trois parties possibles: la source de chaleur due au couplage thermoélastique, la source de chaleur latente résultant d'une transformation de En conclusion, quel que soit l'état de l'échantillon, il existe normalement une chaleur produite par le matériau sur un cycle mécanique qui est dû à la dissipation mécanique. Par ailleurs, dans le régime de l'état d'équilibre, il est prévu également que la valeur moyenne de l'oscillation de la température évolue en raison de la dissipation mécanique. En d'autres termes, la valeur moyenne de la variation de température Θ dans le régime de l'état d'équilibre est un indicateur de dissipation mécanique. Elle est égale à zéro lorsqu'il n'y a pas de dissipation mécanique. Une étude similaire peut être trouvée dans la Ref. [START_REF] Stanciu | Cercetări experimentale privind elaborarea şi comportamentul de memoria formei ale unei alame aliate, Simpozionul ştiinţific TEHNOMUS, Ediţia a-VIII-a, Universitatea "Ştefan cel Mare[END_REF] qui étude la variation de température au cours de la transition de phase cyclique.

VI. Analyse préliminaire pour déterminer la dissipation mécanique

Avant d'analyser les résultats au cours du chargement cyclique, ce chapitre vise à analyser la réponse thermique au cours de l'étape 1 (chargement monotone). Ces observations sont utiles pour révéler des échantillons testés dans l'état martensitique ou austénitique.

Les réponses thermiques des deux types d'échantillons sont tracées sur la Figure 3. L'un est austénitique, l'autre est martensitique. Ces deux échantillons présentent un type différent de réponse qui peut être distingué et interprété de la façon suivante:

pour l'échantillon M (voir la figure 3-a), la réponse thermique révèle l'état martensitique de l'éprouvette. En effet, dans un tel cas, la variation de température est causée par deux termes uniquement de source de chaleur: l'un est la source de chaleur de couplage thermomécanique et l'autre la dissipation. La température diminue légèrement au début du chargement en raison du couplage thermoélastique. La température augmente alors légèrement en raison de la dissipation mécanique qui se superpose à la source de chaleur de couplage thermoélastique. La dissipation mécanique peut être attribuée au processus de réorientation martensite qui se produit au-dessus d'un certain niveau de contrainte.

pour l'échantillon A (voir la figure 3-b) -la réponse thermique est typique d'un AMF qui est austénitique au début de l'essai. La variation de température est causée par les trois termes de source de chaleur discutée au chapitre 5: la source thermique de couplage thermoélastique, la dissipation mécanique et la source de chaleur latente qui était absente dans le cas précédent. Ce dernier terme correspond à une source de chaleur positive élevée lors de la transformation A M. Pour le premier niveau de déformation (ε = 1%), l'effet de la source de chaleur de couplage thermoélastique est clairement visible au début de l'essai.

Ensuite, la température augmente dès que la martensite apparaît. L'amplitude de l'augmentation de la température devient de plus en plus importante lorsque le niveau de la déformation appliquée augmente. Ce résultat est logique puisque la production de martensite augmente avec le niveau de contrainte atteint. Le début de l'étape 2, pour laquelle la déformation est maintenue constante, est également visible: la température commence son retour à la valeur ambiante (le retour complet dure en fait environ une minute).

Pour cette étape de chargement quasi-statique, il est intéressant de noter que le calcul des sources de chaleur à partir des variations de température à l'aide de l'équation 1 fournirait la variation suivant le temps de la source de chaleur "totale", c'est à dire la somme de la dissipation mécanique et des sources de chaleur de couplage thermomécanique (couplage thermoélastique et transformation de phase). C'est la raison pour laquelle un chargement cyclique spécifique est utilisé à l'étape 3 pour extraire la dissipation mécanique.

VII. Résultats et analyse au cours du chargement cyclique

Les résultats au cours du chargement cyclique à 13 Hz sont maintenant présentés et analysés, la première en utilisant la fréquence de la caméra fixée à 150 Hz (section VII.1), puis à 3 Hz (section VII.2). Une procédure de filtrage approprié a été utilisée dans le dernier cas.

VII.1 Résultats obtenus avec une fréquence de caméra de 150 Hz

La Figure 3 Dans les deux cas, la source de chaleur oscille à la même fréquence que la charge, mais en opposition de phase. De plus, la valeur moyenne de la source de chaleur au cours des cycles est proche de zéro. Selon la conclusion de la partie V.2, la moyenne de la variation de la source de chaleur au cours de plusieurs cycles devrait fournir la valeur de la dissipation mécanique. Cependant, l'ordre de grandeur de la dissipation mécanique est beaucoup plus faible que l'ordre de grandeur de l'amplitude des sources de chaleur de couplage thermomécanique (voir Refs. [START_REF] Şontea | Metale şi aliaje neferoase de turnătorie, Scrisul românesc[END_REF][START_REF] Yoo | Some Quaternary Cu-Zn-AI-Ni Shape Memory Alloys for Ms Bellow Room Temperature[END_REF]), la résolution n'est pas suffisante pour extraire précisément la dissipation mécanique. Ce problème a été résolu en utilisant une fréquence de caméra égale à 3 Hz avec une opération de filtrage appropriée.

VII.2 Résultats obtenus avec une fréquence de caméra de 3 Hz avec une procédure de filtrage

La Figure 5-a présente l'évolution de la variation de température de l'échantillon L'influence de la composition chimique sur la dissipation mécanique à été étudiée pour les autres échantillons parallélépipédiques à la suite des résultats présentés ci-dessus. Nous avons aussi étudié l'influence de la microstructure sur la dissipation mécanique pour les mêmes éprouvettes. Les perspectives les plus intéressantes sont les suivantes:

VIII. Conclusions et perspectives

• établir une évolution de la dissipation mécanique pour une grande zone de la surface du diagramme Zn-Al et établir une corrélation entre les résultats ;

• effectuer une nouvelle étude pour les alliages étudiés afin de déterminer la réponse à une deuxième série d'essais mécaniques pour identifier la réponse donnée par l'AMF Cu-Zn-Al en fatigue après accommodation ;

• caractériser des alliages en fonction de l'effet thermique produit par l'application de différents traitements thermiques ;

• identifier le lien entre les microstructures typiques dans les AMF étudiés et la production de chaleur lors des essais mécaniques cycliques ;

• reproduire de nouveaux essais pour mesurer individuellement la constante de temps de l'échange de chaleur de l'échantillon avec l'environnement (τ), puis introduire les valeurs l'équation de la chaleur pour calculer les nouvelles valeurs de la dissipation mécanique ;

• développer de nouveaux tests pour étudier si la fréquence de chargement peut apporter des modifications sur les résultats des essais mécaniques suivant la même procédure ;

• il serait aussi intéressant de déterminer s'il existe une corrélation entre la quantité de chaleur produite et les variantes de martensite qui apparaissent lors du chargement mécanique. Structurată în două părți si șapte capitole, teza își propune să studieze o grupă importantă de aliaje cu memoria formei și anume, cele din sistemul Cu-Zn-Al derivate din alamele obișnuite, axânduse în mod deosebit pe studiul disipării mecanice prin analiza câmpurilor de temperatură de la suprafața probelor în corelație cu compoziția și microstructura probelor.

În prima parte a tezei s-a realizat un studiu bibliografic privind cercetările efectuate în general asupra AMF și în mod deosebit au fost studiate grupa aliajelor Cu-Zn-Al, de la elaborare, prelucrare, tratament termic la microstructură și proprietăți. Acest studiu a permis stabilirea punctelor albe și a proprietăților insuficient studiate din domeniu și în funcție de acestea s-au stabilit direcțiile de cercetare. În partea a doua a tezei sunt prezentate cercetările proprii, după cum urmează:

Capitolul al doilea " Argumentarea alegerii compoziției chimice" prezintă considerentele care au stat la baza alegerii domeniului de compoziție pentru aliajele cu memoria formei studiate și planul experimental pe capitole și activități, realizat în laboratoarele celor trei universități.

Capitolul 3 " Materiale și tehnici experimentale" prezintă materialele utilizate pentru elaborarea aliajelor cu memoria formei, tehnologiile, instalațiile utilizate la elaborare, deformare plastică și tratament termic, precum și tehnicile de caracterizare a probelor: analiza spectrală a compoziției chimice, microscopia electronică cu baleiaj și EDS, încercarea la tracțiune, analiza dilatometrică, analiza calorimetrică, măsurarea surselor de căldură prin intermediul camerei cu infraroșu.

Capitolul al patrulea " Elaborarea și caracterizarea în stare turnată a aliajelor cu memoria formei Cu-Zn-Al în stare turnată" prezintă în prima parte un studiu comparativ formule-nomogramă privind alegerea metodei pentru determinarea compoziției chimice finale în raport cu componentele încărcăturii. În partea a doua sunt prezentate elaborarea aliajelor în cuptorul termic cu inducție; caracterizarea termomecanică prin determinarea punctelor critice de transformare; recuperarea efectului de memoria formei, analiza dilatometrică și analiza microstructurală.

În capitolul 5 " Deformarea plastică și caracterizarea în stare deformată" este prezentată deformarea plastică la cald a probelor turnate, tratamentul termic și caracterizarea microstructurală. În capitolul 6 "Stabilirea procedurii de măsurare a câmpurilor termice și a metodei de calcul a disipării energiei mecanice" se prezintă modul de pregătire a probelor pentru testele mecanice, încărcarea mecanică, determinarea temperaturii și prelucrarea datelor experimentale pentru calculul disipării mecanice în cazul a două probe cu structură austenitică, respectiv martensitică. Ultimul capitol al părții experimentale,7, " Influența compoziției chimice asupra disipării mecanice" prezintă corelația între compoziția chimică, microstructură și energia mecanică disipată pentru probele din plaja de compoziție studiată.

La finele fiecărui capitol sunt prezentate concluzii parțiale care sunt sintetizate în capitolul "Concluzii finale și perspective".

Clasificarea aliajelor cu memoria formei

Aliajele cu memoria formei au o serie de proprietăţi mult deosebite faţă de materialele metalice obişnuite. Caracteristică este capacitatea de a-şi schimba forma geometrică la trecerea de la o temperatură scăzută la una ridicată. În condiţii de educare, schimbarea de formă poate fi reversibilă, încât materialul poate memora două forme geometrice respectiv: forma la temperatură înaltă (forma caldă) şi forma la temperatură joasă (forma rece). Transformările se realizează ca urmare a efectului de memoria formei și cu variație de temperatură. Materialul poate executa un lucru mecanic în timpul trecerii de la forma rece la forma caldă [1]. Aliajele cu memoria formei sunt clasificate în funcție de microstructură astfel: a) Aliaje cu structură austenitică β (cvc/cc) din sistemele: Cu-Al, Cu-Al-Ni, Au-Cd, Cu-Zn, Cu-Zn-Al); b) Aliaje cu memoria formei cu bază de metale ce prezintă mai multe stări alotropice (Co și aliajele sale, Ti și Fe 3 Pt); c) Aliaje cu tranziție cubică (aliajele pe bază de In și pe bază de Mn-Cu). În funcție de compoziția chimică, AMF pot fi încadrate în mai multe familii (tabelul 1.1). Întrucât aliajele din grupa a) prezintă cele mai bune proprietăți termoelastice, ele au cunoscut și dezvoltări importante pentru aplicații practice. Se remarcă din această grupă aliajele Ni-Ti și aliajele pe bază de Cu. Aliajele Ni-Ti prezintă proprietăţi de memorie şi rezistenţă la coroziune mai bune decât aliajele pe bază de cupru, însă din cauza dificultăţilor de elaborare, de prelucrare și costului ridicat al materiei prime, utilizarea lor este limitată. Pentru multe aplicaţii, AMF pe bază de cupru furnizează alternativă economică privind înlocuirea aliajelor de tip nitinol.

Cu toate că aceste aliaje sunt cercetate la nivel fundamental de câteva zeci de ani şi proprietăţile lor sunt cunoscute în mare parte, interesul aplicativ nu s-a manifestat decât în ţările puternic dezvoltate tehnologic, numărul brevetelor de invenţie aplicate depăşind 15000 2. Acest lucru se datorează atât dificultăţilor legate de obţinere, cât şi necesităţii folosirii unor laboratoare de studiu ultramoderne.

În prezent se consideră că proprietățile AMF nu sunt încă valorificate decât în mică măsură.

Studiul acestor aliaje a determinat o dezvoltare a cercetării în diverse domenii în scopul găsirii unor aplicaţii corespunzătoare proprietăţilor de memoria formei 3, 4. În prezent aceste aliaje au utilizări în industria aeronautică, aerospaţială, mecanică, electronică, în tehnica medicală şi în multe alte domenii (vestimentaţie, jucării, mobilier, artă etc.) 2.

Transformarea martensitică în AMF

Transformarea structurală austenită-martensită, numită și transformare martensitică, stă la baza efectului de memorie a formei și a superelasticității. Faza stabilă la temperatură înaltă este austenita (βcfc) numită și fază mamă. În timpul transformării de fază, structura cubică cu fețe centrate trece în structuri cristaline cum ar fi: ortorombică, monoclinică, tetragonală etc. Transformarea martensitică poate fi produsă fie prin variația temperaturii, fie prin aplicarea unei deformații mecanice.

Caracteristicile transformării martensitice, definite de Cohen Olson şi Clapp, sunt:  Este o transformare fără difuzie, chiar dacă se produce un proces difuzional el nu este esenţial pentru transformare.

 Transformarea implică o deformare omogenă a reţelei care conduce la o schimbare de formă macroscopică şi nu poate fi redusă la o deplasare prin "shuffles" a atomilor, întrun element de volum dat.

 Deformarea reţelei în timpul transformării este în esenţă cu deviaţie, fără variaţie de volum.

 Cinetica şi morfologia fazei formate sunt dominate de energia de deformare.

Microstructura martensitică este mult studiată datorită rolului principal pe care îl joacă în lumea AMF. În figura 1.1 este prezentată schematic legătura dintre compoziția chimică a unui AMF și caracteristicile mecanice. Compoziția chimică a unui AMF influențează direct parametrii rețelei cristaline, microstructura martensitică și proprietățile mecanice. Figura 1.2 Relațiile stabilite între compoziția chimică, parametrii rețelei, histerezisul de transformare și oboseala proprietății de memoria formei.

În figura 1.2 sunt prezentate trei relații ce pun în evidență legăturile stabilite mai sus:

 Relația dintre compoziția chimică și histerezisul transformării sale [START_REF] Xu | The Thermomechanical Behaviour of Cu-AI-Ni Single Crystals with Shape Memory[END_REF]. Rezultatul publicat de Cui si alții în jurnalul științific Nature în 2006 este prezentat sub forma unei hărți a histerezisului de transformare ca funcție de parametrii rețelei cristaline;

 Relația între parametrii rețelei cristaline și histerezisul de transformare [6]. Zhang și alții au studiat aceste relații la nivelul interfeței austenită-martensită numit plan de habitat;

 Relația dintre histerezisul transformării și comportamentul mecanic al unui AMF. Spre exemplu Mounmi ș.a. [7] arată legătura dintre histerezis și oboseala proprietăților de memoria formei.

Deci putem trage următoarea concluzie: microstructura martensitică are o influență directă asupra proprietăților mecanice ale unu AMF. Influența microstructurii martensitice asupra proprietăților mecanice ale aliajelor cu memoria formei a fost studiată de un număr mare de autori [START_REF]Progress in Shape Memory Alloys[END_REF][START_REF] Contardo | Training and Two -Way Memory Effect in Cu-Zn-AI Alloy[END_REF][START_REF] Ienciu | Cercetări experimentale asupra aliajelor cu efect de memoria formei[END_REF][START_REF] Otsuka | Superelasticity effects and stress-induced martensitic transformations in Cu-Al-Ni alloys[END_REF][START_REF] Okamoto | Crystallography of β´1 → γ ´1 stress-induced martensitic transformations in a Cu-Al-Ni alloy[END_REF][START_REF] Stanciu | Cercetări experimentale privind elaborarea şi comportamentul de memoria formei ale unei alame aliate, Simpozionul ştiinţific TEHNOMUS, Ediţia a-VIII-a, Universitatea "Ştefan cel Mare[END_REF][START_REF] Rapaciolli | The rubberlike behavior in Cu-Zn-Al martensite single crystals[END_REF][START_REF] Enache | Interface Analyze of a Composite Material with Shape Memory Alloy Matrix[END_REF].

Termodinamica transformării martensitice

În literatură există numeroase date ce definesc condițiile termodinamice corespunzătoare transformării austenită-martensită. Au fost determinate domeniile de stabilitate ale microstructurii martensitice și austenitice în funcție de tensiunea de deformare și de temperatura(figura 1.3).

Transformarea directă austenită-martensită este reprezentată schematic în diagramă cu o line continuă . Transformarea inversă este evidențiată cu ajutorul liniei întrerupte. Această diagramă pune în evidență cele patru puncte critice ale transformării la tensiune nulă: Af-austenită final, Ms-martensită start, Asasutenită start și Mf -martensită final.

Aspecte cinematice ale transformării martensitice

În această parte a capitolului vom discuta despre cum se produc, ce sunt și cum sunt reprezentate variatele de martensită la nivel microstructural. În cazul unei probe monocristaline, plăcile de martensită pot fi repartizate pe toată lungimea acestuia. Dacă aliajul studiat este policristalin plăcile de martensită sunt în număr mare și orientate aleatoriu în cazul trasformării martensitice induse termic sau preferențial în sensul direcției de deformație, în cazul transformării indusă prin tensiune.

Transformarea martensitică este asociată cu apariția unor tensiuni și deformații: a) Dacă transformarea are ca rezultat o singură variantă de martensită, aliajul poate suferi deformații elastice foarte mari, până la 10 %. Această deformație este de zeci de ori mai mare decât la aliajele obișnuite. b) Dacă transformarea are ca rezultat mai multe variante de martensită, deformația elastică este mai mică, variind între 3 și 7 %, dar mult mai mare decât cea pe care o pot suferi aliajele obișnuite.

Aliajele utilizate la nivel industrial sunt în majoritate policristaline, acestea pot suferi deformaţii elastice mai mici de până la 3,2 %.

Reorientarea variantelor de martensită

În cazul unui aliaj ce prezintă mai multe variante de martensită, aplicarea unei tensiuni duce la apariția unei singure variante dezvoltate preferențial în direcția deformării. Dacă deformația produsă este mică, reversibilitatea variantelor de martensită este mare pe când dacă defomația este mare aliajul suferă o deformare ce trece în domeniul plastic, la final rezultând o deformație remanentă.

În cazul unui policristal creșterea și dezvoltarea plăcilor de martensită este limitată de prezența limitelor de grăunte. Blocajul produs prin limitele de grăunte impune aplicarea unor forțe termodinamice ridicate pentru a se produce transformarea de fază. În acest mod sunt introduse tensiuni interne în aliaj. În acest caz orientarea plăcilor de martensită se face aleatoriu.

Proprietăţile termomecanice ale AMF din sistemul Cu-Zn-Al

Aliajele cu memoria formei au drept caracteristică principală capacitatea de a-şi schimba forma geometrică odată cu variaţia temperaturii. În anumite condiţii, schimbarea de formă poate fi reversibilă, astfel încât materialul poate memora două forme geometrice respectiv atât forma de la temperatura înaltă (forma caldă) cât şi forma de la temperatura joasă (forma rece [START_REF] Wayman | An introduction to martensite and Shape Memory in Engineering aspects of Shape Memory Alloys Butterworth Heineman[END_REF]. Efectul de memoria formei stă la baza realizării unui lucru mecanic în timpul schimbării formei materialului.

Memoria este o proprietate al cărei efect poate fi măsurat în funcţie de domeniul compoziției ales. Caracterizând memoria formei pentru materiale s-a considerat că putem să o măsurăm prin deformaţia relativă în procente care reprezintă diferenţa dintre deformaţia materialului între două limite de temperatură M s şi M f (A s şi A f ).

Principalele caracteristici ale aliajelor cu memoria formei sunt:

1. Efectul simplu de memorie a formei (EMF, figura 1.4) este legat de memoria termică. În esenţă, el reprezintă redobândirea spontană a formei calde prin încălzire [START_REF] Wayman | An introduction to martensite and Shape Memory in Engineering aspects of Shape Memory Alloys Butterworth Heineman[END_REF]. Cea mai importantă metodă de urmărire a acestui fenomen este încercarea dilatometrică. 2. Pseudoelasticitatea (PSE) reprezintă memoria mecanică (figura 1.5). Sub această denumire sunt reunite o serie de comportamente specifice acestor aliaje şi se caracterizează prin apariţia unei neliniarităţi pe porţiunea de descărcare a curbei de tracţiune. Pseudo-elasticitatea de maclare este produsă de un proces de germinare şi de creştere reversibilă a maclelor, astfel că formarea şi creşterea maclelor sau deplasarea limitelor de macle la încărcare duce la o acumulare de energie, care va favoriza producerea fenomenului invers de descărcare [START_REF] Duering | An Engineering's perspective of Pseudoelasticity in Engineering Aspects of Shape Memory Alloys[END_REF]. Pseudoelasticitatea de transformare este însoţită de o transformare martensitică indusă prin tensiune. Formarea şi reversia martensitei induse prin tensiune odată cu creşterea sau scăderea efortului unitar sunt marcate pe curbele de tracţiune prin prezenţa unui palier asemănător celui de curgere, pe porţiunile de încărcare respectiv de descărcare [START_REF] Bujoreanu | Efectul vitezei de deformare asupra pseudoelasticităţii de transformare la aliajele cu memoria formei[END_REF]. 3. Efectul de memoria formei cu revenire liberă. Prin revenire liberă elementul de memorie îşi recapătă forma caldă în absenţa oricărei constrângeri exterioare, cu scopul de a se produce o deformaţie. Deformaţia respectivă, în sens invers, copie procesul de deformare plastică, efectuat la imprimarea formei reci [START_REF] Bujoreanu | Analysis of the shape memory behaviour for a Cu-Zn-Al experimental alloy[END_REF].

4. Efectul de memoria formei cu revenire reţinută. Prin revenire reţinută se înţelege împiedicarea revenirii la forma caldă. În aceste condiţii elementul de memoria formei va exercita un efort în sistemul de reţinere al deformaţiei [START_REF] Bujoreanu | The balance between thermal expansion and shape memory effect in tensioned Cu-Al-Ni -type alloy subjected to constrained recovery[END_REF].

5. Efect de memoria formei generator de lucru mecanic. Aliajele cu memoria formei ce generează lucru mecanic au o largă utilizare. Pentru realizarea unui lucru mecanic este necesar ca încălzirea şi răcirea să se facă sub sarcină, în felul acesta se impune existenţa unei tensiuni de restabilire, reprezentând de fapt o sarcină iniţială (o sarcină moartă) [START_REF] Thrasher | Efficiency analysis of shape memory alloy actuators[END_REF].

6. Efectul dublu de memorie a formei (efectul de memorie în dublu sens -EMFDS). Acest efect presupune redobândirea spontană a formei calde respectiv a formei reci la încălzire şi la răcire(figura 1.6). Pentru imprimarea memoriei în dublu sens trebuie aplicat un tratament termo-mecanic numit de educare care constă în solicitarea de imprimare a memoriei prin repetarea mai multor cicluri [START_REF] Lieberman | Feroelastic Memory and Mechanical Properties in Gold-Cadmium[END_REF].

Figura 1.6 Ilustrarea efectului dublu de memoria formei 7. Degradarea efectului de memoria formei în cazul elementelor cu memoria formei,apare la dispozitivele care efectuează un lucru mecanic sau o deformaţie liberă. Limita de oboseală se defineşte prin numărul de cicluri până la care tensiunea de recuperare sau deformaţia scad la o valoare minimă admisă [START_REF] Achiţei | Aspecte privind oboseala termomecanică a aliajelor cu memoria formei, baza cupru Simpozionul naţional al tinerilor cercetători în domeniul ingineriei materialelor Romat Junior[END_REF]. Oboseala mecanică implică ruperea care se produce în patru etape: a) acumularea de defecte b) formarea fisurilor c) propagarea fisurilor d) ruperea finală Pentru mărirea rezistenţei la oboseală mecanică a AMF se aplică o laminare la cald urmată de o călire în apă, aceasta conducând la o creştere a tenacităţii. Metoda cea mai eficientă de creştere a rezistenţei la oboseală mecanică este microalierea urmată de călire. Oboseala termică este legată în special de degradarea structurală prin acumulare de defecte şi durificare.

Oboseala termomecanică apare mai accentuat la aliajele cu efect de memorie în dublu sens. Amplitudinea deformaţiei scade brusc după primele 10 cicluri după programul de educare, dar în continuare se stabilizarează.

Efectul de amortizare a vibraţiilor este una dintre caracteristicile AMF pseudoelastice și se explică prin reducerea treptată a modulului de elasticitate la descărcare şi absorbția energiei mecanice prin frecare internă. Pe o scară convenţională a indicilor de amortizare, oţelul are un indice de 0,1; aluminiul un indice de 0,3; AMF Ni 45 Ti % at. poate atinge indicele de 30, iar AMF pe bază de Mn-Cu pot atinge indicele maxim de 40 [START_REF] Rodriguez | The mechanical properties of SME alloys[END_REF]. Aceste valori susţin afirmaţia că aliajele cu memoria formei au o capacitate de amortizare a vibraţiilor de până la 200 de ori mai mare decât materialele clasice. Frecarea internă este definită ca efectul transformării ireversibile a energiei mecanice în energie termică, disipată.

Pentru caracterizarea frecării interne (F) se utilizează un factor de calitate (Q) care este inversul frecării interne:

Q = 1/F (1.1)
Frecarea internă este dependentă de mai mulţi factori: temperatura; gradul de deformare; starea materialului; frecvenţa oscilaţiilor amortizate.

Dependenţa frecării interne de temperatură este reprezentată schematic în figura 1.7. În regiunea 1, materialul este în stare martensitică, fiind caracterizat printr-o frecare internă ridicată. În regiunea 2, materialul se află în stare de tranziţie deci martensita coexistă cu austenita.

Figura 1.7. Schema de variaţie a frecării interne cu temperatura la AMF [START_REF] Jonghe | Internal friction measurements on copperzinc based martensite[END_REF].

Frecarea internă a fost exprimată prin intermediul energiei disipate pe unitatea de volum, în cadrul unui ciclu de încărcare-descărcare. Această energie specifică este determinată prin aria dintre curbele de încărcare şi de descărcare ale unei bucle superelastice închise. Este evident că energia disipată creşte odată cu alungirea relativă, deoarece creşte aria buclei. Cum aria buclelor scade odată cu creşterea frecvenţei, această scădere este reflectată de figura 1.4. Scăderea capacităţii de amortizare odată cu creşterea frecvenţei de excitaţie a fost explicată prin introducerea unui modul complex de elasticitate pentru AMF:

E = E rigid + i•E amort (1.2) [47]
În care E rigid este modulul de înmagazinare a energiei, caracteristic materialelor rigide (modul de rigiditate), iar E amort este modulul de pierdere a energiei, caracteristic materialelor amortizabile (modul de amortizare). În conformitate cu scăderea frecării interne la creşterea frecvenţei, s-a observat o scădere bruscă, de până la 50 % şi a modulului de amortizare, la creşterea frecvenţei de excitaţie până la cca. 6 Hz [START_REF] Bujoreanu | Materiale Inteligente[END_REF]. Dincolo de această valoare nu s-au mai observat scăderi. Şi modulul de rigiditate prezintă o scădere, dar la creşterea amplitudinii nu a frecvenţei [START_REF] Gandhi | Characterization of the pseudoelastic damping behavior of shape memory alloy wires using complex modulus[END_REF].

În tabelul 1.2 [START_REF] Duering | An Engineering's perspective of Pseudoelasticity in Engineering Aspects of Shape Memory Alloys[END_REF] sunt prezentate principalele caracteristici tehnice ale aliajelor cu memoria formei ce şi-au găsit utilităţi în practică. Pentru aliajele Ni-Ti, Cu-Zn-Al şi Cu-Al-Ni, sunt date proprietăţi structurale, fizice, chimice, mecanice și tehnologice.

Considerente privind obținerea aliajelor cu memoria formei

În funcţie de faza tehnologică specifică procesului de obţinere a AMF -urilor s-a încercat să se determine modul şi ponderea cu care diferiţi factori influenţează prelucrabilitatea metalurgică şi implicit caracteristicile fizico-mecanice şi cele de memorie ale aliajelor. În funcție de etapa tehnologică parcursă sunt alese metodele experimentale, echipamentele precum și dispozitivele de testare pentru monitorizarea principalilor parametri.

Parametrii de elaborare (compoziția încărcăturii, gradul de puritate a componentelor șarjei, temperatura optimă de elaborare, durata de elaborare, viteza de răcire în fază lichidă și solidă, viteza de solidificare)influențează constituția aliajului (natura și proporția constituenților structurali ), mărimea de grăunte, gradul de compactitate, natura și proporția incluziunilor [START_REF] Stanciu | A structural-morphological study of a Cu 63 Al 26 Mn 11 shape memory alloy[END_REF].

Elaborarea este prima etapă din procesul de obţinere a AMF. Procedeele de obţinere se diferenţiază în funcţie de tipul aliajului, dar şi în cadrul aceluiaşi tip de aliaj, în funcţie de proprietăţile urmărite. În prezent se folosesc trei tehnologii de obţinere a aliajelor cu memoria formei:

-metode convenţionale -centrifugarea topiturii -metalurgia pulberilor Metodele convenționale pentru fabricarea AMF Cu-Zn-Al utilizează tehnologia clasică topire-turnare ce este descrisă în 1.4.2.

Tehnicile de solidificare rapidă sunt folosite pentru producerea aliajelor cu memoria formei în benzi subţiri sau fire, cu proprietăţi bune de funcţionare. Se folosește metoda centrifugării topiturii cu flux plan [START_REF] Kneissl | Microstructure and Properties of Shape Memory Alloys[END_REF].

Metode de obţinere a AMF-urilor din pulberi metalice pot fi grupate în două categorii:

 Obţinerea aliajelor din pulberile metalelor componente.

 Obţinerea aliajelor din pulberi prealiate.

Cele mai cunoscute şi utilizate aliaje cu memoria formei obţinute prin aceste tehnologii sunt cele pe bază de cupru, nichel-titan și nichel-aluminiu.

Aliajele ce fac parte din sistemul Cu-Zn-Al pot fi obţinute din utilizarea ca materii prime pulberi elementare de Cu, Zn şi Al sau din pulberi prealiate (Cu-Zn, Al-Cu, Cu-Zn-Al).

Înainte de efectuarea presării la cald, în vederea prevenirii oxidării pulberilor, matriţa se obturează cu un cep şi apoi se sudează de teacă. Temperatura de încălzire este de 500°C, iar presiunea cu care se face presarea la cald este de circa 1000 MN/m 2 [START_REF] Castrodeza | Processing of Shape Memory CuZnAl Open-cell Foam by Molten Metal Infiltration[END_REF]. Tehnologia de obţinere a AMF-urilor de tip Cu-Zn-Al din pulberi prealiate are avantajul obţinerii unei granulaţii fine şi uniforme (mărimea medie a grăunţilor~100 µm) şi a unor proprietăţi mecanice superioare. Presarea la rece se face la presiuni de 3000-10000 bari într-o formă flexibilă de cauciuc. Sintetizarea la cald poate fi făcută în curent de hidrogen sau în curent de argon la temperatură mai ridicată (~ 950 °C). Epruvetele obţinute sunt supuse în continuare deformării plastice la cald, tratamentului termic de recoacere intermediară şi la final călirea [START_REF] Da Silva | Preparation of Cu-Al-Nb shape memory alloys by high energy ball milling and powder metallurgy[END_REF].

Criterii de alegere a compoziţiei chimice

Aliajele cu memoria formei din sistemul Cu-Zn-Al sunt aliaje ce derivă din alamele obişnuite a căror diagramă de echilibru este reprezentată în fig.1.8. Este bine să menționăm că determinarea compoziției AMF pe bază de cupru se află în strânsă relație cu diagrama de echilibru, cu variația punctelor critice și cu concentrația elementelor de aliere. Se poate observa din diagramă că temperatura Ms = 0 °C este obținută pentru o concentrație atomică de 38,5 %. Faza β este stabilă aici doar într-un mic interval de temperaturi cuprins între 830-900 °C. Totodată pentru a păstra aceeași structură a fazei β și obținerea martensitei și a efectului de memoria formei la temperatura ambiantă e nevoie de o răcire rapidă.

Figura 1.8 Diagrama binară Cu-Zn

Prin alierea cu al treilea element se poate observa o diminuare a temperaturii de răcire. Pentru aceeaşi temperatură de transformare M S = 0 °C, se observă că punctul P, ce marchează limita     , se situează la 870 °C pentru 2 % Al, la 700 °C pentru 4 % Al şi la 650 °C pentru 6 % Al 21. Deci, alierea cu 2-8 % aluminiu este benefică îmbunătățind capacitatea de călire. De asemenea aluminiul crește rezistența aliajului la coroziune, rezistența mecanică și plasticitatea. Pentru cantități mai mari de 8 % aluminiu ireversibilitatea transformării este mai mică. AMF Cu-Zn-Al uzuale au un M S cuprins între -200 °C şi +100 °C 22. Compoziţia chimică a alamelor cu memoria formei se alege, în funcţie de valoarea M S dorită, între limitele: 62-72 % Cu, 14-30 % Zn, 4-8 % Al.

Alegerea temperaturii Ms pentru aliajul Cu-Zn-Al se face ţinând cont de următoarele:  Temperatură de transformare inferioară pentru Ms vor fi obținute la compoziții de 25-30 % zinc și aproximativ 4 % aluminiu [START_REF] Otsuka | Superelasticity effects and stress-induced martensitic transformations in Cu-Al-Ni alloys[END_REF][START_REF] Hane | Microstructure in a cubic to orthorhombic transition[END_REF];

 Temperatură de transformare superioară pentru Ms vor fi obținute pentru concentrații de 14-19% zinc și aproximativ 8 % aluminiu [START_REF] Otsuka | Superelasticity effects and stress-induced martensitic transformations in Cu-Al-Ni alloys[END_REF][START_REF] Hane | Microstructure in a cubic to orthorhombic transition[END_REF]. Creșterea de la 4 la 8 % a conținutului de Al asigură formarea microstructurii caracteristice martensitei cu o bună reversibilitate a transformării și cu un histerezis de 5-15 °C. La concentraţii de Al mai mari de 8 % reversibilitatea transformării este mai slabă. De asemenea trebuie avut în vedere şi că peste 5 % Al punerea în formă la temperatura ambiantă este practic imposibilă 23. Două exemple prezentând valori diferite ale temperaturii de început de transformare martensitică în funcție de compoziția chimică, produse de firme recunoscute în acest domeniu sunt prezentate în tabelul de mai jos Cu -25 % Zn -9 % Al 67 [START_REF] Patoor | Potentiel pseudoelastique et plasticite de transformation martensique dans ies mono -et polycristaux metaliques[END_REF] Componentele încărcăturii folosite la elaborare pentru probele prezentate în literatură sunt Cu, Zn şi Al sub formă de metale pure cu puritatea minimă de 99,99 %. Pentru îmbunătăţirea randamentului de asimilare a zincului şi aluminiului se pot utiliza şi prealiaje (Cu-Zn şi Cu-Al) de compoziţie cunoscută dar elaborate tot din componente pure 10, 27, 28. Ca fluxuri pentru protecția băii se pot utiliza: mangal, sticlă, borax, praf de cocs, negru de fum, SiO 2 , CaF 2 , Na 3 AlF 6 , Na 2 CO 3 , NaCl, MgCl 2 , KCl (separat sau în amestecuri) 27.

Obținerea AMF pe bază de Cu-Zn-Al

Procesul tipic de obţinere a AMF pe bază de Cu-Zn-Al presupune topire, aliere şi turnare, prelucrare mecanică, tratament termic primar, deformare plastică, tratament termic de pregătire pentru deformare la rece, deformare la rece, prelucrare prin aliere, tratament de imprimare a memoriei şi tratament de stabilizare.

 Topirea

Utilajele folosite sunt cuptoare electrice cu inducție de înaltă sau medie frecvență cu creuzet din grafit. Topirea se realizează sub mediu de argon, sub vid sau în atmosferă necontrolată. Pentru încărcătură se folosesc componente de înaltă puritate minim 99,99 % [START_REF] Okamoto | Crystallography of β´1 → γ ´1 stress-induced martensitic transformations in a Cu-Al-Ni alloy[END_REF][START_REF] Patoor | Technologie des alliages â memoire de forme, Comportament mecanique et mise en oeuvre[END_REF]. În cazuri speciale se folosesc fluxuri de acoperire, conţinând NaCl, KCl etc., pentru protecţia băii metalice [START_REF] Stanciu | Cercetări experimentale privind elaborarea şi comportamentul de memoria formei ale unei alame aliate, Simpozionul ştiinţific TEHNOMUS, Ediţia a-VIII-a, Universitatea "Ştefan cel Mare[END_REF]. Intervalul de temperatură recomandat pentru topire este 950-1020 °C. În literatura de specialitate nu se găsesc date concrete care să prezinte parametri tehnologici caracteristici elaborării și turnării

Elaborarea aliajului cu memoria formei pe bază de cupru-zinc-aluminiu a) cuptor în starea iniţială a topirii şi b) arderea cu flacără a zincului[51]

 Alierea

La finele procesului de elaborare se realizează alierea elementelor chimice. Operaţia este însoţită de agitarea băii metalice pentru înglobarea aluminului, deoarece densitatea acestuia de 2,7.10 3 kg/m 3 l-ar menţine la suprafaţă. La cuptoarele cu inducţie, agitaţia este asigurată de curenţii turbionari induşi, care, datorită frecvenţelor înalte, pătrund în tot volumul băii metalice. Astfel se obţine omogenizarea compoziţiei chimice. La sfârşitul procesului se introduce zincul. Acesta se evaporă la 907 °C. Din acest motiv, cantitatea de zinc trebuie majorată cu cca. 10 %. Alierea are permite controlul temperaturii critice şi microstructurii( mărimea de grăunte).

Variaţia temperaturii critice Ms, în funcţie de cantitatea de zinc, a fost ilustrată în Fig. 1.9. După cum s-a menţionat mai sus, AMF Cu-Zn-Al de uz comercial au compoziţii chimice tipice care se încadrează în domeniul Cu-(18-25) % Zn-(4-8) % Al, cu Ms = -200 °C şi +100 °C şi conţin elemente de finisare a structurii, cum ar fi: max. 0,04 % B, (0,3-1,3) % Zr şi (0,2-0,8) % Ti, ultimele două favorizând obţinerea unor granulaţii de cca. 50-100 μm [START_REF] Wu | Cu-based shape memory alloys[END_REF].

Compoziţia chimică a AMF pe bază de Cu-Zn-Al trebuie foarte atent controlată deoarece variaţii de 1 % produc modificări ale temperaturii Ms de 100 K în cazul aluminiului şi de 60 K în cazul zincului.

 Turnarea

Turnare probelor de AMF se efectuează de obicei în formă metalică din cupru, răcită cu apă [START_REF] Otsuka | Superelasticity effects and stress-induced martensitic transformations in Cu-Al-Ni alloys[END_REF] sau în formă din oţel, preîncălzit [START_REF] Eucken | Titanium additions in β-CuZn shape memory alloys[END_REF]. Formele sunt vopsite cu o vopsea refractară pentru a se evita disiparea cu viteza, a căldurii în masa formei, provocând defecte de compactitate (pori, retasuri). Înaintea turnării, topitura metalică trebuie supraîncălzită la cca. 1250 °C. În condiţii speciale turnarea se poate efectua și în vid [START_REF] De Jonghe | Internal friction measurements on copper-zinc based martensite[END_REF].

 Tratamentul termic primar sau betatizarea

În urma prelucrării mecanice pentru obținerea formei optime dobândirii efectului de memorie a formei este necesară efectuarea unui tratament termic ce poartă numele de tratament termic primar sau betatizare. În timpul tratamentului proba a fost încălzită la o temperatură situată între 750-850 °C, temperatura la care proba se afla în domeniul austenitic (β). Pentru evitarea evaporării zincului, încălzirea se poate efectua în tuburi de cuarţ aflate sub presiune [START_REF] Adachi | Type II twins in selfaccommodating martensite plate variants in a Cu-Zn-Al shape memory alloy[END_REF].

Ciclograma presupune încălzirea odată cu cuptorul până la temperatura de 850°C, menținerea pentru omogenizarea temperaturii pe secțiune. . Răcirea se face în apă [START_REF] Enache | Interface Analyze of a Composite Material with Shape Memory Alloy Matrix[END_REF], ulei [START_REF] Rios-Jara | On the characterization and origin of the dislocations associated with the two way memory effect in Cu-Zn-Al thermoelastic alloys -I. Quantitative analysis of the dislocations[END_REF] sau aer [START_REF] Rapaciolli | The influence of short-range disorder on the martensitic transformation in Cu-Zn and Cu-Zn-Al alloys[END_REF].

Figura 1.12 Tratamentul termic de betatizare

Influența compoziţiei chimice asupra proprietăților AMF

Utilizarea aliajelor cu memoria formei necesită identificarea compozițiilor chimice optime ce prezintă caracteristici în acord cu proprietățile domeniului de aplicare. Spre exemplu, în construirea de dispozitive antiseismice, materialele cu memoria formei folosite necesită durată cât mai lungă de utilizare și cu cantitate a energiei mecanice disipate cât mai mare.

Analiza influenței compoziției chimice în procesele de amortizare a vibrațiilor ale unui AMF Cu-Al-Ni a fost realizată de către S.H Chang. Studiul acestuia a vizat aliaje Cu-xAl-4Ni (unde x = 13,0-14,5) prezintă transformarea martensitică într-o gamă largă de temperaturi, ce pot fi reglate prin compoziția chimice. Variația compoziției chimice influențează semnificativ caracteristicile de frecare internă. AMF Cu-xAl-4Ni cu un conținut mai mare de Al au maxime de frecare internă mai mici din cauza scăderii proporției de martensită transformată și formarea de precipitate [START_REF] Chang | Influence of chemical composition on the damping characteristics of Cu-Al-Ni shape memory alloys[END_REF].

Cercetări privind influența compoziției chimice asupra histerezisului de transformare au fost făcute de Cui ș.a., rezultatele sunt prezentate sub forma unei cartografii a histerezisului de transformare în funcție de parametrii rețelei cristaline. Cui a testat un număr mare de AMF în aceleași condiții reușind să identifice aliajele ale căror compoziții chimice eliberează cantitate mai mică de căldura în timpul transformării [START_REF] Cui | Combinatorial search of thermoelastic shapememory alloys with extremely small hysteresis width[END_REF].

De asemenea Zhang ș.a. au efectuat cercetări care au stabilit legătura dintre parametrii rețelei cristaline și histerezisul de transformare pentru o serie de AMF. Rezultatele au fost obținute prin studiul interfeței austenită -martensită, zona denumită plan de habitat [START_REF] Zhang | Energy barriers and hysteresis in martensitic phase transformations[END_REF].

În teza de doctorat a lui N. Cimpoeșu este prezentat un studiu amplu al influenței compoziției chimice asupra fenomenului de amortizare al vibrațiilor. În lucrare sunt studiate 4 aliaje Cu-Zn-Al cu compoziție chimică diferită și un aliaj Cu-Mn-Al. Printre rezultatele obținute menţionăm:

-stabilirea valorilor frecării interne (capacitate de disipare sau amortizare) pentru cele două stări caracteristice aliajelor cu memoria formei pe bază de Cu-Zn-Al, martensită şi austenită.

-obţinerea unui aliaj cu frecare internă mare, CuZnAl14 utilizabil în aplicaţii practice de amortizare şi disipare a energiei mecanice. -obţinerea unui aliaj cu memoria formei, CuMnAl01, ce prezintă un vârf de frecare internă la temperaturi criogenice, aliaj ce lărgeşte gama de aplicaţii în domeniul de elemente de amortizare [START_REF] Cimpoeşu | Damping capacity of metallic materials by Buletinul Institutului Politehnic Iaşi Tomul LIV (LVIII) Fasc[END_REF].

Studiul variației temperaturii AMF în timpul încercărilor mecanice

Măsurarea surselor de căldura este imposibil de realizat în mod direct. Cercetările lui A. Chrysochoos [START_REF] Chrysochoos | Dissipation et blocage d'énergie lors d'un écrouissage en traction simple[END_REF], utilizate și dezvoltate de către alţi autori [START_REF]Chrysochoos -La thermographie infrarouge, un outil en puissance pour étudier le comportement des matériaux[END_REF][START_REF] Balandraud | Peyroux-Effet du couplage thermomécanique sur la propagation d'un front de changement de phase[END_REF][START_REF] Chrysochoos | Peyroux -Une modélisation thermomécanique unidimensionnelle de la propagation d'un front de changement de phase dans un monocristal d'amf[END_REF][START_REF] Chrysochoos | Louche -Analyse thermographique des mécanismes de localisation dans les aciers doux[END_REF][START_REF] Chrysochoos | An infrared image processing to analyse the caloric effects accompanying strain localisation[END_REF][START_REF] Chrysochoos | Analyse expérimentale et modélisation numérique des couplages thermomecanique[END_REF][START_REF] Chrysochoos | Energy balance of thermoelastic martensite transformation under stress[END_REF]60,61], au la bază utilizarea termografiei cu infraroșu ca instrument de măsură pentru studiul aliajelor cu memoria formei.

1.6.1

Termografia în infraroşu pentru studiul AMF Termografia în infraroşu (TI) este folosită la observarea comportamentului AMF, însă există domenii foarte diverse care utilizează această tehnică experimentală.

Utilizarea TI în mecanica solidelor s-a făcut pentru prima data la începutul anilor 1980. În 1985 [START_REF] Bouc | Nayroles -Méthodes et résultats en thermographie infrarouge des solides[END_REF] apar pentru prima data principalele aplicaţii ale acestei tehnici de măsură axate pe studiul disipări și al tensiunii în vecinătatea extremităţilor unei fisuri. Câţiva ani mai târziu TI a fost folosită pentru identificarea limitelor de oboseală ale metalelor [START_REF]Louche-Analyse par thermographie infrarouge des effets dissipatifs de la localisation dans les aciers[END_REF].

La sfârşitul anilor '80, lucrările lui A. Chrysochoos își propun stabilirea unei relaţii directe dintre răspunsurile teoretice ale diferitelor modele propuse în literatură și observaţiile lor experimentale. Acestea din urma sunt realizate asupra oțelurilor, aliajelor pe baza de aluminiu și a AMF. R. Abeyaratne ș.a. [START_REF] Abeyaratne | Dynamics of propagating phase boundaries: adiabatic theory for thermoelastic solids[END_REF] propun utilizarea TI pentru analiza propagării fisurilor și a transformărilor de fază în diverse aliaje. J.A. Shaw și S. Kyriakides [START_REF] Shaw | Thermomecanical aspect of NiTi[END_REF][START_REF] Shaw | On the nucleation and propagation of phase transformation front in a NiTi alloy[END_REF] pun în evidenta prin metoda cuplajului (optic și termic) aspecte termomecanice și apariția transformărilor prezente în AMF pe baza de nichel.

Variația temperaturii surselor de căldura pentru două aliaje cu memoria formei(Ni-Ti și Cu-Zn-Al) este prezentate în figura 1.13: evoluţia temperaturilor și a surselor de căldura într-un anumit interval de timp și într-un anumit spaţiu, determinate experimental în urma testelor de tracţiune uniaxiala asupra unei probe din AMF pe baza de cupru(1.13 a).

Evoluţia temperaturilor și a surselor de căldură într-un anumit interval de timp și într-un spaţiu bine definit, ca urmare a testelor de încercare mecanică uniaxiala asupra unui tub de AMF pe bază de nichel. În aceste două exemple se identifica transformarea de faza grație calculului surselor de căldură ce este descrisă în figura 1.13 (b).

a) b)

Figura 1.33 Ilustrarea variaţiei temperaturilor și surselor de căldura asupra unui AMF pe baza de cupru si nichel: (a) Evolutia temperaturilor (imaginea din stânga) măsurate în timpul unui test de tracțiune uniaxială asupra unui AMF pe bază de cupru (CuZnAl) și a surselor de caldură asociate (imaginea de mai jos) [START_REF] Balandraud | Peyroux-Effet du couplage thermomécanique sur la propagation d'un front de changement de phase[END_REF]. (b) Evolutia temperaturilor (imaginea superioară) masurate în timpul unui test de tracțiune uniaxiala asupra unui tub din AMF pe baza de nichel (NiTi). Sursele de caldură asociate se regăsesc în imaginea de mai jos [START_REF] Schlosser | Image processing to estimate the heat sources related to phase transformations during tensile test of NiTi tubes[END_REF].

Articolul de sinteza a lui A. Chrysochoos [START_REF]Chrysochoos -La thermographie infrarouge, un outil en puissance pour étudier le comportement des matériaux[END_REF] prezintă TI ca metoda de studiu în comportamentul materialelor. În această lucrare este descrisă prelucrarea imaginilor termice ce conduce la estimarea surselor de căldură plecând de la datele înregistrate cu ajutorul camerei cu infraroşu.

Metoda a fost utilizată și în [START_REF] Balandraud | Peyroux-Effet du couplage thermomécanique sur la propagation d'un front de changement de phase[END_REF][START_REF] Chrysochoos | Peyroux -Une modélisation thermomécanique unidimensionnelle de la propagation d'un front de changement de phase dans un monocristal d'amf[END_REF][START_REF] Chrysochoos | Louche -Analyse thermographique des mécanismes de localisation dans les aciers doux[END_REF][START_REF] Chrysochoos | An infrared image processing to analyse the caloric effects accompanying strain localisation[END_REF][START_REF] Chrysochoos | Analyse expérimentale et modélisation numérique des couplages thermomecanique[END_REF][START_REF] Schlosser | Image processing to estimate the heat sources related to phase transformations during tensile test of NiTi tubes[END_REF][START_REF] Peyroux | Thermomecanical coupling and pseudoelasticity of shape memory alloys[END_REF][START_REF] Nilliot | Infrared thermography applied to the resolution of inverse heat conduction problems: recovery of heat line sources and boundary conditions[END_REF][START_REF] Favier | Homogeneous and heterogeneous deformation mechanisms in an austenitic polycritalline Ti-50,8 at.%Ni thin tube under tension. Investigation via temperature and strain fields measurements[END_REF].

Cadrul termodinamic

Cadrul utilizat in continuarea acestui lucru pentru determinarea surselor de căldura si a disipării asociate acestora va fi acela al Termodinamicii Mediilor Continue (TMC). El va permite analiza efectelor termice si a celor termice asociate deformării unui mediu continuu. TMC regrupează mai multe tehnici de abordare ale căror obiect de studiu sunt sistemele macroscopice globale.

Prima abordare, numita Termodinamica Proceselor Ireversibile (TPI), generalizează conceptele termostaticii în evoluţie lentă și aproape de echilibru termodinamic global și se bazează pe axioma stării locale.

A doua abordare, numita Termodinamica raţionala (TR) propune construirea unei teorii termodinamice pentru sistemele "aproape de echilibru". Abordarea folosită în continuarea acestui document va fi descrisa de termodinamica proceselor ireversibile. Cititorul interesat de diferitele metode de abordare va putea sa se delecteze cu teza lui H. Louche [START_REF]Louche-Analyse par thermographie infrarouge des effets dissipatifs de la localisation dans les aciers[END_REF].

-Termodinamica Proceselor Ireversibile

Obiectivul acestei secţiuni este de a prezenta principalele concepte si rezultate legate de TPI. Astfel, un sistem termodinamic este un sistem care produce schimb energetic de tipul lucru mecanic sau căldura cu exteriorul. Un mediu continuu poate fi considerat ca un sistem termodinamic. Un proces termodinamic este reprezentat de multitudinea de stări prin care trece sistemul termodinamic in timpul evoluţiei acestuia. Astfel, tuturor particulelor acestui sistem li se va asocia cate un element de volum presupus omogen si considerat ca un subsistem termodinamic.

Potrivit axiomei stării locale ce sta la baza TPI : "în orice moment al unei evoluţii, întreg sistemul, chiar și în afara echilibrului, poate fi considerat ca fiind format din reuniunea subsistemelor omogene aflate în stare de echilibru". Aceasta înseamnă ca pentru evoluţiile suficient de lente, timpul de întoarcere la echilibru termostatic a fiecărei particule este infinit mai mic decât timpul caracteristic întregului sistem.

În continuarea acestui studiu consideram că un subsistem termodinamic va fi un element de volum al unui material solid.

La echilibru termodinamic, un element de volum va fi descris prin (n+1) variabile (α 0 , α 1 ,…., α n ) reale independente, scalare sau tensoriale, numite variabile de stare. Ele se pot traduce prin caracteristicile mecanice si fizico-chimice ale elementului de volum. Alegerea acestor variabile va fi condusa de fineţea descrierii dorite si de tipul fenomenului ce urmează a fi modelat. Astfel aceste variabile de stare pot fi de doua tipuri:variabilele observabile (T-temperatura absoluta, ε-deformaţia total etc) care definesc integral un sistem reversibil. variabilele interne (ε p -deformaţia plastică, ε edeformaţia elastică, parametrii de transformare microstructurală, parametri de îmbătrânire etc) care ţin cont de istoria internă și de evoluţia microstructurală a materialului.

O funcţie de stare va fi definita ca o funcţie F cu variabilele de stare corespunzătoare. Ea va fi numita potenţialul termodinamic atunci când ea va reprezenta energii (interna, libera, entropie). Deformaţia cvasistatica a unui mediu continuu este un exemplu tipic de proces termodinamic cvasistatic (in sensul stării locale). O astfel de deformaţie trebuie sa se producă in conformitate cu principiile TPI, ale căror procese sunt reamintite in ceea ce urmează. Primul principiu al termodinamicii prezintă conservarea energiei unui sistem. El exprima posibilitatea de transformare a energiei mecanice in căldura si invers. Pentru descrierea globală a unui sistem S de volum V si a cărui limita este δV:

dE/dt = P' ext + Q' (1.

Ecuaţia difuziei de căldură

Ecuaţia locală a difuziei de căldură pune în evidență variaţia spaţială și temporală a variabilei de stare T (temperatura absolută). Aceasta reprezintă de fapt o rescriere a expresiei locale a conservării energiei plecând de la potenţialul termodinamic al energie libere specifice care descrie legile de stare:

(1.9) Daca vom introduce noţiunea de căldură specifică C, pe care o presupunem constantă pentru variaţii mici de temperatură și legea lui Fourier, vom avea următoarele ecuaţii:

T grad k q T s T C        (1.10)
Ecuaţia căldurii devine:

(1.11) unde :

C: căldura specifică (în J.kg 1 .C 1 ); ρ: masa volumică (în kg.m -3 ); k: tensor de conductivitate (de ordinul 2) (în W.m -1 .K -1 ).

În scopul simplificării ecuaţiei de mai sus, aceasta se poate rescrie sub următoarea formă:

(1.12)

Fiecare termen al acestei ecuaţii poate fi detaliat astfel:

i. si : aceşti doi termeni se traduc prin câmpul de absorbţie sau de desorbţie a căldurii și variaţiile câmpului de căldură în mediu respectiv. Acestea din urmă sunt datorate conducţie termice.

ii. d 1 : acest termen se refera la puterea volumică disipata (disipare intrinsecă). Definiţia acesteia este data de ecuaţia 1.10. Acest termen este omogen la o putere volumică (W/m 3 ) și este totdeauna pozitiv. El este urmarea fenomenelor ireversibile (îmbătrânire prin oboseala, plasticitate etc.) ce se produc la nivel microstructural în timpul deformaţiei materialului. Trebuie precizat că buclele de histerezis observate în timpul testelor de tracţiune uniaxiala (încărcare-descărcare) efectuate asupra unui AMF sunt datorate acestui termen. Pe de alta parte este provocat de către cuplajul termomecanic pentru condiţii nonizoteme ale testelor [START_REF] Balandraud | Peyroux-Effet du couplage thermomécanique sur la propagation d'un front de changement de phase[END_REF][START_REF] Chrysochoos | Peyroux -Une modélisation thermomécanique unidimensionnelle de la propagation d'un front de changement de phase dans un monocristal d'amf[END_REF][START_REF] Chrysochoos | Energy balance of thermoelastic martensite transformation under stress[END_REF][START_REF] Peyroux | Thermomecanical coupling and pseudoelasticity of shape memory alloys[END_REF]. iii. r: reprezintă câmpul de căldura volumică ce este schimbat cu mediul extern (efect joule, radiaţie,...). iv.

w' ctm : acest termen descrie ansamblul cuplajului termomecanic și se desprinde în două parţi:

 , numit cuplaj termoelastic. Acest termen ține cont de faptul că un material solicitat la întindere se încălzește după ce este comprimat și se răcește în momentul solicitării. Influența acestei mărimi asupra temperaturii se face prin componenta elastică ε el a câmpului de deformaţie și prin intermediul coeficientului de dilatare termică din expresia energiei libere [60]. Aceste termen poate fi scris în modul următor:

(1.13) în care este tensorul de rigiditate de ordinul al patrulea și este tensorul de ordinul al doilea al dilataţiei termice. În cazul particular al unui material izotrop, ecuaţia 20 devine:

(1.14) unde α este coeficientul de dilataţie termica material și σ urma tensorului tensiunilor;  . Această mărime ține cont de toate cuplajele generate de alte fenomene termomecanice.

Fenomenul caracteristic ce se produce în cazul transformării martensitice al aliajelor cu memoria formei este asociat cu căldura latentă produsă în timpul transformării de fază.

v. S t : reprezintă densitatea volumică a surselor de căldura de origine mecanică. El arata că sursele de căldura sunt apar în acelaşi timp de disiparea intrinsecă și cu termenii cuplajului termomecanic. Importanța unuia sau celuilalt dintre aceşti doi termeni variază în funcţie de tipul materialului sau de solicitările studiate.

Radiaţia termică: natură și emisivitate

Secţiunea precedentă arată cât de importantă este măsurarea corectă a câmpului de temperatura la suprafaţa eşantionului. Termografia în infraroşu este tehnica de analiză care este foarte puternic legata de radiaţia ce provine de la suprafaţa probei analizate termic și a obiectele ce emit radiaţie electromagnetică [START_REF]Louche-Analyse par thermographie infrarouge des effets dissipatifs de la localisation dans les aciers[END_REF]. Radiaţia termică este o emisie a unei unde electromagnetice caracterizată prin lungimi de undă cuprinse între 0,3 și 1000 μm. Spectrul infraroşu ocupa intervalul situat între 0,75-1000 μm. Radiaţia măsurată prin observarea unui corp a cărei temperatură este T 0 rezultă din suprapunerea a patru fenomene [START_REF] Pastor | Contribution à l'étude en fatigue de structures en aluminium renforcées par patchs composites[END_REF], întâlnite (figura 1.14):

-Corpul cu temperatura T 0 emite radiaţie proprie, notata Ra; -Corpul reflectă o parte din energia primită sub forma de radiaţie spre mediul ambiant; aceasta este notată Re; -Daca corpul este parţial transparent, el transmite o parte din radiaţia emisă de fond. Partea de radiaţie transmisă de către corp este notată Ab; -La sfârşit se adăugă absorbția radiaţiei apărute în urma traversării spaţiului dintre obiect și camera cu infraroşu; aceasta se notează Abat.

Figura 1.14 Reprezentarea schematică a reflexiei (Re), a absorțtiilor (Ab), (Abat) și a emisiilor datorata radiație (Ra) a unui corp la o temperatură T 0 [START_REF] Delpueyo | Etude théorique et expérimentale des microstructures martensitiques dans les alliages á mémoire de forme[END_REF] Radiaţiile reflectate și emise de către obiectul studiat variază în funcţie de natura obiectului. Apare necesitatea definirii unui corp etalon, numit "Corp Negru". Acesta poate fi definit in felul următor [START_REF]Louche-Analyse par thermographie infrarouge des effets dissipatifs de la localisation dans les aciers[END_REF]. Un 'Corp Negru' absoarbe complet toate radiaţiile termice întâlnite, indiferent de lungimea de undă a radiaţie si de direcţia lor. El este în aceeaşi măsură considerat un "emițător perfect" la toate temperaturile și în mediu izotrop. Emisivitatea sa, notată cu e este egala cu 1.

Emisivitatea unui material este dată de raportul dintre energia primită de către corp și aceea ce va fi radiată de corp la aceeaşi temperatura. Ea depinde de direcţia radiaţiei, de temperatura și de starea suprafeţei materialului. Camera măsoară radiaţia rezultată în urma celor patru fenomene descrise precedent. Prin urmare, radiaţia depinde în acelaşi timp de emisivitatea și de temperatura obiectului radiant. Radiaţia măsurata pe un "corp negru" provine în cea mai mare măsură din emisia proprie. Acesta este motivul pentru care probele folosite în timpul testelor cu termografie în IR sunt în prealabil spălate, degresate iar mai apoi sunt acoperite de un strat de vopsea neagră mată cu o puternica emisivitate (> 0, 96) [START_REF]Louche-Analyse par thermographie infrarouge des effets dissipatifs de la localisation dans les aciers[END_REF]. Proba poate să fie considerată un "corp negru" în măsura în care reflexia radiaţiei IR pe vopsea este neglijabilă.

Ecuaţia căldurii în 0D

Această secţiune are scopul de a stabili ecuaţia căldurii 0D, care stă la baza estimării surselor de căldură în cazul studiului nostru.

Orice sistem termomecanic aflat în afara echilibrului este considerat ca o sumă a unui număr de subsisteme omogene aflate la echilibru. În acest context, ecuația corespunzătoare este stabilită considerând procesul deformației aspect al unui proces termodinamic cvasistatic. Acest proces poate fi disipativ din punct de vedere mecanic. Prin simplificarea ecuația difuziei de căldură cu ajutorul legii conducției de căldură determinată de Fourier se obține: Pentru comportament termoelastic, sursa de căldură s c produsă de material este compusă din termenul cuplajului termoelastic și disiparea mecanică (intrinsecă). Acest parametru din urmă apare datorită ireversibilității ce apare în material în timpul testelor.

i. Simplificarea ecuației difuziei de căldură

Se consideră o geometrie a probei și o încărcare mecanică astfel încât deformația câmpului este omogenă în eșantion în orice moment. Datorită unor valori foarte scăzute ale difuzivității în AMF în comparație cu celelalte metale, câmpul de temperatură este aproape omogen la suprafaţa probei. În consecință, temperatura la suprafața probei este aproape egală cu media temperaturilor de pe întreaga suprafață. Ecuația sursei de căldură poate fi scrisă în acest caz astfel [74,75,76,77]:

sthe t C               (1.17)
unde τ -reprezintă o constantă de timp ce caracterizează schimburile de căldura dintre probă și aerul din interiorul sălii de experimente (convecţie). Această formulare a ecuației căldură poate fi numită formularea ecuației sursei căldurii în 0D. Pentru determinări similare ale ecuației sursei de căldură, se pot studia referințele [78,79,80,81,82,83], care prezintă calculului ecuației sursei de căldură în 1D respectiv 2D.

Valoarea lui τ caracterizează nivelul de adiabaticitate al evoluției sistemului termodinamic.

Astfel, dacă τ are o valoare prea mare în timpul testelor, sistemul termodinamic poate fi considerat adiabatic.

ii. Unitățile de măsura ale sursei de căldură Sursa de căldură s c este exprimată în W.m -3 . Însă, este util să dividem această cantitate cu C  :

(1.18)

În urma simplificării prin ρC rezultă ecuația sursei de căldură exprimată în °C.s -1 . Folosind această unitate de măsură este posibil sa exprimăm cantitatea de căldură produsă în cazul unui proces adiabatic. În cazul în care sistemul respectă condițiile non adiabaticității rata de temperatură obținută este diferită datorită schimbului de căldură cu mediul înconjurător.

Astfel din ecuația 1.17, ecuația sursei de căldură în 0D este exprimată astfel:

s            . (1.19)

Concluzii

Datele din literatură privind cercetările în domeniul aliajelor cu memoria formei arată că aliajele cu bază de cupru constituie o varianta importantă ce poate fi luată în considerare pentru numeroase aplicații industriale.

Studiile din literatură au fost efectuate în general pentru un singur aliaj sau pentru un grup mic de aliaje cu compoziții foarte apropiate.

Există referințe privind măsurarea câmpurilor termice de la suprafața probelor în timpul deformării folosind camera în infraroșu, chiar și o metodă pusă la punct de A. Chrysochoos.

În literatura sunt prezentate cercetări privind dependența capacității de amortizare a vibrațiilor de compoziția chimică, cât și influența acesteia asupra frecării interne.

Cui ș.a. au reușit să traseze o hartă a histerezisului de transformare în funcție de parametrii rețelei cristaline, realizând o corelație cu compoziția chimică a aliajelor studiate.

În bibliografia studiată nu există date și nici metode de calcul a energiei mecanice disipate în funcție de câmpurile termice.

PARTEA A II-A CERCETĂRI EXPERIMENTALE CAPITOLUL 2 -ARGUMENTAREA ALEGERII COMPOZIȚIEI CHIMICE ȘI PROGRAMUL EXPERIMENTAL

Obiectivele cercetării științifice derulate în cadrul tezei sunt:  Elaborarea unui grup de aliaje cu memoria formei din sistemul Cu-Zn-Al ce acoperă o plajă importantă de compoziții din domeniul cu transformare βM;  Stabilirea corelației între compoziția chimică, microstructură, proprietăți termomecanice și efectul termic care însoțește transformarea structurală;  Calculul disipării de energie mecanică pe baza efectul termic care însoțește transformarea structurală.

Argumentarea plajei de compoziții

Pentru a stabili corelația între compoziția chimică, microstructură, proprietăți termomecanice și efectul termic care însoțește transformarea structurală este necesar un studiu pe un domeniu de compoziție cât mai larg. Aliajele elaborate pentru acest studiu au fost alese în funcție de mai multe criterii:

-Aliaje din sistemul Cu-Zn-Al cu structură martensitică sau austenitică la temperatură ambiantă; -Influența proporțiilor de zinc și aluminiu asupra microstructurii; -Stabilirea unei compoziții chimice de bază, aleasă cu ajutorul diagramei de stare Cu-Zn pentru a putea obține cu ușurință transformarea βM chiar și la viteze de răcire mai mici de la care se pornește pentru obținerea prin aliere a setului de aliaje;

Deoarece nu au fost găsite articole în literatura de specialitate care să măsoare disiparea mecanică la AMF, am avut dreptul la liber arbitru în alegerea zonei de pe suprafața diagramei care să fie supusă studiului. Însă studiul reprezintă o continuitate a cercetărilor AMF în domeniul disipării energiei mecanice și legăturii dintre aceasta și compoziția chimică. Mulți cercetători din domeniul AMF au fost și sunt interesați de stabilirea unei legături dintre microstructură și compoziție chimică, compoziție chimică si histerezisul de transformare, histerezis și structura cristalină a rețelei cristaline(vezi concluziile capitolului 1). În figura 2.1 sunt prezentate pozițiile aliajele Cu-Zn-Al alese pentru a fi fabricate. În partea stângă este prezentată integral diagrama binară Al-Zn, exprimată în procente atomice ,care prezintă zonă unde transformarea de fază poate avea loc [START_REF] Soligo | Non-generic concentrations for shape-memory alloys; The case of CuZnAl[END_REF]. Astfel, alegerea aliajelor destinate cercetării a fost făcută în acest spațiu delimitat cu linie groasă continuă. Pentru elaborare s-a ales zona superioară a acestei diagrame.

În partea dreaptă pentru o identificare ușoară a pozițiilor exacte ale aliajelor destinate elaborării s-a efectuat o mărire a spațiului delimitat cu linie întreruptă în diagrama Al-Zn ce prezintă zona destinată cercetărilor. Mai multe detalii cu privire la aspecte legate de procedura de elaborare vor fi prezentare în capitolul 4.

De asemenea variația compoziției chimice este destul de mare pentru a fi trasate concluzii referitoare la măsurarea disipării mecanice și influenței compoziției chimice asupra disipării ireversibilității mecanice, între 11-15% atomice pentru concentrația de aluminiu și între 15-21 pentru concentrația de zinc.

Programul experimental

Studiul de față reprezintă munca depusă de o echipă întreagă și pusă laolaltă de mine. Prezenta lucrare reprezintă muncă desfășurată pe o perioadă de trei ani în trei laboratoare diferite:

 Universitatea din

Concluzii

-A fost aleasă o plajă de compoziție care permite stabilirea unei corelații între compoziția chimică, proprietățile termomecanice și disiparea de energie.

-S-a stabilit un program experimental riguros, pe etape și activități pentru realizarea obiectivelor tezei.

CAPITOLUL 3 -MATERIALE ȘI TEHNICI EXPERIMENTALE

Materialele metalice prezintă întrebuințări încă din cele mai vechi timpuri datorită proprietăților pe care le prezintă. Dezvoltarea acestora începe încă din timpuri străvechi, odată cu descoperirea fierului și a prelucrării acestuia. De asemenea descoperirea cuprului și a bronzurilor a dus la îmbunătățirea nivelului de trai și creșterea nivelului de viață.

Încă de pe atunci omul continuă expansiunea pe treptele cunoașterii și dezvoltării, ca urmare apar primele semne ale apariției aliajelor cu memorie la începutul secolului XIX. Se descoperă apoi proprietățile uluitoare ale acestor aliaje iar cercetările în această direcție cresc exponențial. Iar toate aceste proprietăți se datorează existenței transformării martensitice, transformare care se poate produce prin variaţia temperaturii și prin încărcare mecanică.

Însă pentru identificarea transformării produse și a modificărilor produse la nivel microstructural s-au adaptat diferite tehnici de măsură și analiză cum ar fi: microscopia optică și microscopia cu transmisie de electroni. De asemenea pentru determinări ale punctelor critice de transformare se folosesc tehnici specializate, cum ar fi: calorimetrie, rezistivitate și dilatometrie.

Și inventivitatea cercetătorilor nu se oprește aici, tot timpul există tendința determinării a noi metode de analiză care să ofere date cât mai precise și cât mai puțin impurificate.

În continuare sunt prezentate aspecte teoretice ale materialelor și metodelor folosite în determinările realizate în cadrul tezei de doctorat.

Materialele utilizate

În această teză de doctorat sunt studiate aliaje metalice cu memoria formei din familia cuprului.

Mai exact sunt studiate aliaje cu memoria formei Cu-Zn-Al. Inițial s-au fabricat două familii diferite de aliaje cu scopul de a studia disiparea mecanică asupra lor și a compara proprietățile prezentate de fiecare. Însă planul de cercetare prevăzut a anticipat imposibilitatea studierii ambelor grupe și s-a decis alegerea unei singure grupe:Cu-Zn-Al.

Materialele utilizate în această teză sunt materiale metalice, de înalta puritate care se găsesc în stare inițială sub formă de lingouri:

-Cupru -materialul metalic cu conținut majoritar, cu o puritate minimă de 99,99%; -Zinc-metalul cu aportul secundar din punct de vedere al compoziției chimice și cu o puritate mai mare de 99,9 %; -Aluminul -metalul cu aportul cel mai scăzut, dar de o puritate crescută(99,99%), la fel ca și celelalte două componente ce alcătuiesc aliajul neferos cu memoria formei.

Tehnici experimentale folosite în cadrul cercetărilor

În cadrul tezei de doctorat s-au folosit o serie de tehnici experimentale, începând cu pregătirea materialelor destinate fabricării amestecului și finalizând cu analiza disipării energiei în timpul testelor mecanice. Astfel, conform etapelor tehnologice de lucru și tehnicilor corespunzătoare utilizate pot fi enumerate în ordinea cronologică efectuării acestora, următoarele etape:

I.
Tehnici utilizate la prelucrare mecanică a lingourilor metalice pentru pregătirea corespunzătoare a maselor calculate în vederea topirii și alierii materialelor;

II.

Topirea aliajelor și alierea AMF, s-a făcut într-un cuptor cu inducție cu creuzet din grafit; III.

Analiza aliajelor în satre turnată, unde se folosesc mașini standard de prelucrarea electromecanică, de şlefuire și lustruire; IV.

Analiza aliajelor se face în urma aplicării unui tratament chimic de punere în soluţie;

V. Analiza microstructurală, se utilizează microscopul optic și electronic cu baleiaj(MEB); VI. Determinării compoziției chimice, sunt folosite două instrumente de măsură: microscopul cu scanare de electroni și spectrofotometru cu scânteie; VII.

Determinarea efectului de memoria formei( mașinii de tracțiune și dilatometru); VIII.

Analiza temperaturilor critice de transformare, folosește calorimetru și dilatometru( analiza calorimetrică);

IX.

Deformare plastică la cald pentru reducerea dimensiunilor probelor cu ajutorul unui laminor; X. Ajustarea dimensiunii probelor laminate conform dimensiunilor dorite se face cu ajutorul unei mașini de debitat; XI.

Tratamente termice (cuptor electric cu rezistență); XII. Măsurarea variației temperaturii în timpul testelor de încercări mecanice se face cu ajutorul camerei cu infraroșu, iar pentru încercările mecanice de ciclaj se folosește o altă mașină de tracțiune În cele ce urmează vor fi descrise cele mai importante tehnici folosite pentru studiul materialelor din această teză. Vor fi prezentate: echipamentul utilizat, tehnica de analiză și proprietățile acestora.

3.2.1.

Analiza chimică prin spectrometrie cu scânteie

Spectometru Foundry Master -model 01J0013, Alimentare 220 VAC, 50/60 Hz, dimensiuni: 368 x 625 x 889 mm, P= 600 W lucru/500 W-stand by, reductor de argon: 99,999 % puritate, sistem optic, pompă vid.

Compoziţiile aliajelor realizate au fost determinate după tratamentul termic primar cu ajutorul unui spectrometru cu scânteie Foundry Master, prezentat în figura 3.1, aflat în dotarea laboratorului Facultăţii de Ştiinţa şi Ingineria Materialelor,Iași cât şi prin analiză EDX (analiză cu raze X a energiei dispersate, cu ajutorul microscopului cu scanare de electroni) [START_REF] Enache | Interface Analyze of a Composite Material with Shape Memory Alloy Matrix[END_REF]. Testele se realizează prin analiza a trei-cinci scântei, fiecare de aproximativ 1 mm, în final realizându-se media aritmetică a acestora.

3.2.2.

Studiul materialelor prin microanaliză chimică EDS

Microscopia electronică cu scanare (SEM), precum şi micro analiza calitativă şi cantitativă se poate realiza cu un sistem SEM-EDX model VEGA II LSH TESCAN. Microscopul electronic cu scanare de electroni are cuplat un detector EDX tip QUANTAX -Bruker. Etapele unei analize spectral generale sunt: achiziţia spectrului; corectarea efectelor detectorului; identificarea elementelor şi selectarea unei serii de linii pentru fiecare element; calcularea radiaţiei de frânare a mediului; evaluarea picurilor suprapuse şi estimarea intensităţilor nete; calcularea concentraţiilor prin raportarea sau nu la etaloane; editarea rezultatului şi prezentarea. Rezoluţia unui microscop electronic cu transmisie este limitată în principal de aberaţia de sfericitate, dar o nouă generaţie de sisteme de corecţie a aberaţiilor a avut ca efect depăşirea parţială a aberaţiilor sferice şi creşterea rezoluţiilor. Corecţiile din software ale aberaţiei de sfericitate pentru microscoapele electronice cu transmisie de înaltă rezoluţie a permis producerea unor imagini cu rezoluţie suficient de bună pentru a evidenţia atomi de carbon în diamante, aflaţi la distanţe de doar 0,89 ångströmi (89 picometri) unii de alţii şi atomi din silicon la distanţe de 0,78 ångströmi (78 picometri), mărind de 50 de milioane de ori [START_REF] Buyanova | Opredelenie udelinoi poverhnosti dispersnîh i poristîh materialov[END_REF]. este prezentată imaginea microscopului cu scanare de electroni (Sem) aflat în dotarea laboratoarelor Facultăţii de Ştiinţa şi Ingineria Materialelor, Universitatea Tehnică "Gh, Asachi" din Iaşi.

Avantajele utilizării SEM sunt următoarele:

 puterea de focalizare a fascicului, ceea ce duce la obţinerea de imagini pentru diferite forme ale suprafeţelor;

 gamă largă de măriri de la 20× până la > 80000×;

 se pot obţine imagini 3D şi date despre compoziţie chimică dacă acest lucru este dorit.

3.2.4.

Echipament pentru încercarea la tracţiune

Maşina pentru încercarea la tracţiune / compresiune INSTRON 3382

Maşina pentru încercarea la tracţiune / compresiune INSTRON 3382 USA Capacitate de încărcare 100 kN, viteza maximă: 500 mm/min, viteza minimă: 5x10 -3 mm/min, forţa maximă la viteza maximă: 50 kN, viteza maximă la forţă maximă: 250 mm/min, viteza de revenire: 600 mm/min, Bluehill® Lite Software, incinta climatică INSTRON -70°C ... + 350°C, dispozitiv de flexiune INSTRON în 3 puncte, 100kN, dispozitiv de compresiune [START_REF] Asanovic | The mechanical behavior and shape memory recovery of Cu-Zn-Al Alloys[END_REF]. Echipamentul acceptă probe sub forma "os de peşte" de diferite dimensiuni. Încercările de tracţiune pentru care a fost folosita mașina de tracțiune din dotarea laboratoarelor Facultății de Știința și Ingineria Materialelor din Iași au urmărit:

1) determinarea fenomenului superelastic limitei şi eventual evidenţierea palierelor ce marchează formarea martensitei induse prin tensiune folosind curbele de încărcare -descărcare.;

2) determinarea gradului de recuperare a alungirii, respectiv a prezenței efectului de memoria formei, Aceste analize au rolul determinării prezenței efectului de memoria formei prin determinarea gradului de recuperare al deformației la încălzire sau al efectului superelasticității mai înaintea efectuării de măsuri calorimetrice.

Figura 3.4 Mașină de încercări mecanice Instron 3382

Mașina de încercare mecanică MTS±15kN

Inginerii din toată lumea se bazează pe sisteme de testare a materialelor, dintre care face parte și mașina de tracțiune de tipul MTS±15kN, deoarece se dorește obținerea unor rezultate corecte atât pentru materialele supuse testelor statice și dinamice.

Renumită pentru acuratețea ei de neegalat, flexibilitatea de înaltă performanță și caracteristici standard inovatoare, aceste sisteme testare oferă condiții ridicate și rezultate de înaltă acuratețe pentru toate tipurile de medii de testare și de laborator.

Mașina de încercări mecanice MTS 858 este dotată cu un sistem mecanic de încărcare de 15 kN. Această mașină comportă o sarcină de încărcare care poate funcționa la frecvențe de până 30 Hz. Acesta oferă un spațiu generos de testare între coloanele de pe orizontala mașinii cât și o fixare ușoară a specimenului. Forța de acționare a mașinii este datorată presiunii exercitate de unitatea sistemului hidraulic la care este conectat întreg sistemul. Mașina de tracțiune MTS ±15 kN este alcătuită din mai multe componente: două coloane, o traversă pe care este prinsă una dintre 'fălcile' de prindere, cea mobilă, cealaltă este prinsă la capătul celălalt; sistemul de aliniere al probei; traductorii de forță; sistemul de comandă și control și sistem de fixare cu protecție contra vibrațiilor externe. Cu ajutorul acestui sistem se pot efectua teste de tracțiune sub sarcină continuă cât și sub formă de cicluri de tensiune cu aceeași forță. În imaginea de mai jos este prezentată mașina de tracțiune cu principalele componente utilizată pentru testele din această teză de doctorat. În figura de mai jos este prezentat sistemul format din mașina de tracțiune MTS ±15kN folosită în cadrul studiului tezei de doctorat.

Figura 3.5 Mașina de tracţiune MTS ±15kN utilizată pentru testele mecanice din teză

Mașina de tracțiune dispune de centru de comandă digital extern care ajuta la reglajul distanței dintre axele mașinii, astfel se evită eventualele accidente ce pot apărerea în timpul reglajului prealabil încercărilor. Nu sunt descrise sistemul de răcire, circuitul primar și consola de comandă externă.

3.2.5.

Analiza dilatometrică a materialelor

Dilatometrul este echipamentul capabil să măsoară modificarea formei geometrice a corpurilor prin variația temperaturii. În figura 3.6 sunt prezentate câteva modele de dilatometre utilizate în investigarea termică a aliajelor.

Echipamentul de laborator, pe care s-au realizat testele, este prezentat în figura 3.7, dilatometru orizontal tip L75HS care poate înregistra: modificarea termică (reversibilă şi ireversibilă) pas cu pas, transformările de fază cu transfer de masă şi proprietăţile de cristalizare [START_REF] Balandraud | Almost compatible microstructures in shape memory alloys[END_REF]. Sistemul principal prezentat este conectat printr-un sistem de achiziţie la un calculator personal pe care rulează softul acestui echipament de prelucrare a informaţiilor. Probele care pot fi analizate pe acest tip de dilatometru pot fi solide, lichide, pulberi, fibre şi folii şi acestea necesită o prelucrare prealabilă datorită suportului standard pe care îl posedă echipamentul [START_REF] Tobushi | Cyclic Characteristics of the Shape Memory Effect in Ti-Ni Alloy Wires and Helical Springs[END_REF]. Probele pot fi supuse încălzirii sau răcirii, după caz, cu un regim de temperatură linear, variația temperaturii probei în este măsurată cu ajutorul unui termocuplu până la 2050°C sau cu un pirometru (prin radiaţie) până la 2400ºC. Testele pot fi realizate în aer, vid sau sub un gaz inert. Cuptorul de încălzire depinde de modelul de dilatometru, cel pe care îl avem în dotare utilizează ca elemente de încălzire bare de grafit, răcire cu apă şi atmosfera controlată.

Tot echipamentul de analiză este controlat de un calculator pe care este instalat atât programul pentru comanda şi controlul echipamentului, cât şi programul de analiză a datelor înregistrate în urma experimentului.

Acest tip de instrument a fost folosit în cadrul acestei teze pentru determinarea coeficientului de recuperare al deformației unei probe cilindrice supusă în prealabil la tracțiune. De asemenea s-au determinat temperaturile critice de transformare cu ajutorul diagramei temperatură/timp înregistrată în timpul încălzirii eșantionului studiat.

3.2.6.

Analiza calorimetrică a materialelor utilizând un echipament D.S.C.

Deoarece cantitatea de căldură pe care o poate primi sau ceda un corp este o formă de energie, ca unitate pentru măsurarea ei în sistemul internaţional [SI] se foloseşte joulul. Cantitatea de căldură de 1 joule este echivalentă cu lucrul mecanic efectuat de 1 newton pe distanţa de 1 metru, adică 1J = 1N x 1m. Căldura schimbată de un sistem termodinamic şi mediul exterior (celelalte sisteme care îl înconjoară) nu se poate măsura direct, indiferent de modul de transfer (încălzire, răcire, efectuarea unui lucru mecanic). De exemplu, este imposibil de măsurat cantitatea de căldură apărută la nivelul frânelor în cursul opririi unui automobil. În acest caz, valoarea căldurii Q se calculează din variaţia (scăderea) energiei mecanice a vehiculului:

Q=E m iniţială -E m finală (3.1)
Într-o incintă izolatoare termic (izolată adiabatic) sunt plasate două corpuri aflate la temperaturi diferite (figura 3.9): corpul C, aflat iniţial la temperatura t 1 mai ridicată, pe care îl vom numi corpul cald, şi corpul R aflat iniţial la temperatura mai coborâtă decât t 1 , pe care îl vom numi corpul rece (t 2 < t 1 ).

Figura 3.9 Descrierea principiului schimbului de căldură al unui calorimetru

În incintă există aer, ale cărui molecule servesc schimbului de căldură între cele două corpuri. Este evident că starea descrisă nu este o stare de echilibru termodinamic. Căldura va trece de la corpul C la corpul R, până la atingerea unei stări globale de echilibru termic. Temperatura lui C va scădea prin răcirea lui, în timp ce temperatura lui R va creşte prin încălzire.

Evoluţia aceasta se va termina când C şi R vor avea aceeaşi temperatură, fie aceasta t 0 , numită temperatura de echilibru. Valoarea lui t 0 va fi intermediară între t 1 şi t 2 . Atingerea temperaturii de echilibru va interveni în toate măsurătorile calorimetrice. Deoarece ansamblul celor două corpuri este izolat adiabatic de exterior, căldura cedată prin răcirea până la starea de echilibru termic a corpului C va fi integral acceptată de corpul R pentru a se încălzi până la temperatura de echilibru. Conform principiului I al termodinamicii aplicat sistemelor izolate termic şi mecanic:

Qabs = |Qced| (3.10)
Acesta este principiul schimburilor de căldură, iar relaţia (3.10) se numeşte ecuaţia calorimetrică. Ea se aplică tuturor măsurătorilor calorimetrice.

Calorimetria diferenţială cu baleiaj (DSC) face parte din categoria metodelor calorimetrice de analiză al căror obiectiv este măsurarea schimbului de căldură. Tehnica DSC reprezintă metoda cel mai frecvent utilizată pentru studiul descompunerilor exoterme în vederea determinării căldurii totale de reacţie şi pentru evaluarea cineticii reacţiei chimice prin prelucrarea ulterioară a datelor primare.

Folosind metoda DSC se poate determina căldura de reacţie care apare în domeniul de temperatură analizat (de obicei de la temperatura camerei până la aproximativ 600-1000 o C în funcţie de firma furnizoare de echipament). Datorită cantităţii mici de probă utilizată (aproximativ 1 mg) este exclus orice pericol de explozie. Această cantitate de substanţă se aşează în interiorul unui mic creuzet din metal, natura materialului din care este realizat creuzetul fiind funcţie de procesul pentru care este utilizat, tranziţii fizice sau efecte exoterme.

Din curba DSC este posibilă nu numai caracterizarea unui proces exoterm sau endoterm, ci şi definirea tipurilor de tranziţii implicate. Dacă pe diagramă apar mai multe picuri, endoterme sau exoterme, acestea se raportează la picul endoterm ce reprezintă topirea substanţei şi care este cunoscut. Dacă are loc o suprapunere a picurilor atunci trebuie ca experimentele ulterioare să fie realizate în condiţii în care sunt variate masa probei sau viteza de încălzire, pentru a avea o bună rezoluţie a picurilor.

Metoda DSC este aplicată pentru caracterizarea materialelor, control calitativ, identificare de substanţe sau amestecuri de substanţe, investigarea stabilităţii, evaluarea diagramelor de fază, determinări de puritate, investigaţii cinetice, cercetare în vederea prevenirii accidentelor.

Din diagramele DSC se pot evalua: temperatura de început a procesului de topire, temperatura minimului vârfului endoterm, temperatura începutului descompunerii exoterme, precum şi temperatura maximului vârfului exoterm. Temperatura de topire a substanţei se obţine prin extrapolare la viteza nulă de încălzire. Din evaluarea ariilor vârfului endoterm şi a celui exoterm şi prin utilizarea curbelor de calibrare se obţin căldurile de topire şi de reacţie. În figura 3.10 sunt prezentate două modele de calorimetre produse de firma Netzsch din Germania. Acest echipament în analiza materialelor metalice este foarte util şi pentru determinarea punctelor de topire a metalelor şi aliajelor. Calorimetrul este dotat cu un senzor de temperatură foarte sensibil care poate face o excelentă diferenţiere între punctele de topire a componentelor diferite dintr-un material. Proba de analizat: Probele care pot fi analizate cu ajutorul calorimetrului cu scanare diferenţială sunt de dimensiuni mici şi sunt închise în vase speciale din aluminiu, masa unei astfel de probe trebuie sa fie între 1 şi 10 mg iar vasul se poate comanda în funcţie de aplicaţie existând vase etanşe, vase deschise sau vase pentru presiune ridicată.

Măsuri termice

Măsura surselor de căldura este imposibil a fi făcuta in mod direct. Aceasta abordare consta în utilizarea informaţiei termice locale furnizate de către camera cu infraroşu pentru evaluarea termenilor "surselor de căldura". Înainte de a prezenta aceasta analiza detaliata , este necesar de a reaminti principalele caracteristici si proprietatea ale instrumentului de măsura: camera cu infraroşu.

 Camera cu infraroşu

Aceasta dispune de o rezoluţie de 320 x 240 pixeli si o rezoluţie termica care este in funcţie de gama de temperaturi utilizate. Acest număr mare de detectori permite achiziţia unui număr foarte de imagini in comparaţie cu modelele mai vechi de camere. Detectorii sunt independenţi unii de alţii.

De asemenea utilizarea diferitelor tipuri de detectori vor modifica calitatea imaginii înregistrate. Măsura este mai puţin omogena daca este realizata cu ajutorul unui singur senzor completat printr-un sistem de baleiaj( vechile generaţii de camere cu infraroşu).

Altfel, este necesar sa corectam imaginile cu ajutorul unui tabel 'CNU' (Corecţia Non Uniformitatilor) dat de către producător iar efectuarea etalonării de va face cu ajutorul unui 'corp negru' care va fi descris în capitolul următor. Aceste corecţii se fac in urma unei analizei sau după efectuarea etalonării prealabila măsurii. Fiecare senzor are propria sa curba de etalonare, ceea ce înseamnă ca are propriile setări. Frecvența maximă de achiziție a imaginilor complete este de 50 Hz. Se pot face reglaje ale timpilor de integrare în limite cuprinse între 10-3000μm, cu scopul determinării unei precizii de înaltă calitate a măsurii efectuate. Schema de principiu a determinării câmpurilor de temperatură este prezentată în figura 3.13. Radiațiile traversează lentila fiind transformate în semnal electric de detector. Acest semnal este la rândul lui transformat în semnal numeric cu ajutorul unui convertizor. Următoarea etapă constă în corecția non uniformităților detectorului. Mai apoi semnalul corectat este trimis calculatorului. Datele înregistrate vor fi stocate, iar mai apoi cu ajutorul unor programe de specialitate furnizate de producător vor fi prelucrate și astfel se obțin valori numerice ale surselor de căldură. Toate curbele ce au fost trasate în timpul experimentelor vor fi de prezentate, iar analizate numai cele mai importante dintre ele, datorita volumului mare de date înregistrate.

Pentru acest studiu rezoluţia termica este de 20 mK pentru o gama de temperaturi cuprinsa intre 5-40 o C corespunzătoare unui timp de integrare egal cu 1500 μs.

Fişierul cu ajutorul căruia se face calibrarea a fost făcut de producătorul camerei. Acesta a fost instalat pe un computer personal care ne ajuta sa prelucram si sa înregistram filmul termic (lansarea înregistrării a unei scene dintr-un film termic si/sau imagine termica intr-un anumit interval de timp)datorita programului CIRRUS. Pentru testele prezentate în această teză, matricea de detectori nu va fi utilizata in totalitate: singurii pixeli ce vor fi utilizaţi sunt 80 x160. Motivul pentru care se utilizează numai o parte din detectori ne va permite sa utilizam o frecvență de achiziţie(notată prescurtat f a ) mai ridicată, aceasta va fi fixata la f a = 436 Hz. Acesta alegerea se datorează testelor ce au fost făcute pentru determinarea frecventei optime de achiziţii. Alegerea unei frecvente de achiziţie ridicate ajuta la obţinerea unei bune rezoluţii temporala a semnalului in detrimentul numărului de detectori utilizaţi.

Concluzii

Au fost prezentate materialele folosite ca materie primă la elaborarea aliajelor cu memoria formei din sistemul Cu-Zn-Al, tehnologiile și echipamentele folosite la elaborare, deformarea plastică și tratament termic.

Sunt prezentate tehnicile de laborator și echipamentele care au fost utilizare la caracterizarea probelor în diverse etape ale cercetărilor.

Materialele studiate necesită o analiză complexă care începe la nivelul macrostructural unde se pot observa modificările apărute în urma fenomenelor fizice ce se dezvoltă la nivelul microstructural. Însă pentru a explica care sunt cauzele reacțiilor apărute la nivel macro este nevoie de o analiza la nivel microstructural. Aliajele cu memoria formei iși au baza proprietăților deosebite pe care le prezintă în existența transformării directe austenitămartensită.

Performanțele acestor proprietăți prezintă variații semnificative în funcție de natura aliajelor implicate, în funcție de compoziția chimică a componenților și de particularitățile microstructurale etalate. Pentru a determina acești factori determinanți în studiul AMF se utilizează instrumente de studiu specializate. Astfel este important să se înțeleagă construcția, principiul de funcționare si de înregistrarea datelor acestor instrumente pentru a reuși explicarea fenomenelor ce au loc și de a realiza corelarea legăturii existente dintre proprietățile mecanice ale aliajelordisiparea mecanicămicrostructura.

Studiul analizei microstructurale caracteristice fiecărei probe aduce informaţii valoroase în compararea și identificarea microstructurii caracteristice unui eșantion, se poate observa orientarea variantelor de martensită, densitatea și dimensiunile acestora pentru un eșantion martensitic; microstructura caracteristica fazei mamă, austenita și fazei alfa în stare recoaptă. Pentru identificare acestor parametri se folosesc spectroscopia electronică și optică.

Pentru determinarea compoziției chimice s-au folosit două metode: spectrofotometria cu scânteie și analiza de raze X.

Pentru determinarea temperaturilor de transformare ale aliajelor se vor utiliza analiza calorimetrică diferentiala si analiza dilatometrica .

În vederea determinării existenței efectului de memoria formei s-a utilizat o maşină de tracțiune și un dilatometru pentru măsurarea recuperării deformației la transformare.

Ultima parte constituie studiul disipării mecanice cu ajutorul cuplajului dintre mașina de tracțiune și camera cu infraroșu. Acest cuplaj are rolul înregistrării variațiilor temperaturii cu ajutorul camerei cu infraroșu de la suprafața probei supusă încercărilor mecanice cu ajutorul mașinii de tracțiune.

CAPITOLUL 4 -ELABORAREA ȘI CARACTERIZAREA AMF Cu-Zn-Al ÎN STARE TURNATĂ

În acest capitol sunt prezentate aspecte ce privesc determinarea metodei optime de alegere a compoziției chimice, elaborarea aliajelor cu memoria formei studiate în cadrul acestei teze, caracterizarea microstructurală a acestora și stabilirea prezenței efectului de memorie în aliajele fabricate.

Capitol este împărțit în trei părți. Prima parte prezintă un studiu comparativ în vederea stabilirii metodei optime de calcul în alegerea compoziției chimice a probelor ce urmează să fie elaborate.

Scopul părții a doua este de a descrie tehnologia de obținere a unui aliaj cu memoria formei ternar Cu-Zn-Al alegerea compoziţiei chimice a acestuia, alegerea compoziției, calculul încărcăturii, topirea și alierea, prelucrarea mecanică(îndepărtarea rețelei de turnare, șlefuirea și lustruirea) și tratamentele termice.

Al treilea subcapitol este destinat caracterizării termomecanice, a efectului de memoria formei și a capacității de recuperare a deformației remanente prin efect de memorie.

Alegerea compoziției unui AMF în funcție de temperatura critică de transformare : Formula sau nomograma

Pentru studiul privind metoda de alegere a compoziției chimice prin formule sau nomograme au fost testate două probe cu compoziții chimice cunoscute(tabelul 4.1 și tabelul 4.2). Probele au fost supuse analizei microscopice, dilatometrice și calorimetrice. Rezultatele temperaturilor critice au fost analizate, interpretate și comparate cu rezultatele oferite de formule respectiv nomogramă.

Pentru calculul temperaturilor critice M s și A s au fost folosite formulele de calcul determinate de Guenin. Rezultatele sunt prezentate în cele ce urmează. AMF Cu-Zn-Al au în general o temperatura de transformare martensitică situată în general între valorile -200°C și +100°C. La alegerea temperaturii de început de transformare martensitică se va ține cont de faptul că:

 Temperaturile inferioare de transformare pentru Ms vor fi obţinute pentru compoziţii de 25-30% zinc și 4% aluminiu [START_REF] Otsuka | Superelasticity effects and stress-induced martensitic transformations in Cu-Al-Ni alloys[END_REF][START_REF] Şontea | Metale şi aliaje neferoase de turnătorie, Scrisul românesc[END_REF];  Temperaturile superioare de transformare pentru Ms vor fi obţinute pentru compoziţii de 14-19% zinc și 8% [START_REF] Otsuka | Superelasticity effects and stress-induced martensitic transformations in Cu-Al-Ni alloys[END_REF][START_REF] Şontea | Metale şi aliaje neferoase de turnătorie, Scrisul românesc[END_REF].

Una dintre metodele folosite pentru determinarea punctelor critice de transformare în funcție de compoziția chimică a aliajului a fost folosirea formulelor de calcul determinate de Guenin ( formula 1.3 și 1.4). Pentru comparaţie s-au folosit valorile determinate din calcul cu ajutorul formulei și cele identificate cu ajutorul nomogramei Cu-Zn-Al în care sunt identificate poziţiile de început de transformare martensitică în funcție de compoziţia chimică a aliajului în procente masice(figura 1.10 ).

4.1.1

Aliajul Cu-19.96Zn-7.28Al

Primul aliaj cu memoria formei studiat are compoziția chimică prezentată în tabelul 4.1. Microstructura acestui aliaj, determinată prin microscopie electronică cu baleiaj la temperatura mediului ambinant este prezentată în figura 4.1. Se observă clar prezența martensitei în benzi, deci aliajul este martensitic la temperatură ambiantă. Deci temperaturile critice de transformare trebuie sa se găsească în totalitate peste 20°C.

b) Analiza dilatometrică

Pentru evidenţierea efectului de memoria formei și a procentului de recuperare a deformaţiei remanente impuse cu maşina de tracţiune s-a folosit un dilatometru orizontal de tipul L75HS ce dispune de bare de grafit pentru încălzirea probei, atmosfera controlată, iar sistemul de răcire este pe bază de apă. Cu ajutorul acestuia se pot determina de asemenea temperaturile de început și sfârşit de transformare de fază. Dilatometru lucrează în domeniul de temperaturi 0-1600°C iar datorită formei orizontale oferă avantaje datorită încălzirii omogene a probei, a manipulării uşoare sau datorita protecţiei la măsurare pe care o oferă fluxul de gaz inert. Diagrama obținută în urma analizei dilatometrice (figura 4.2) pentru AMF Cu-19.96Zn-7.28Al care a suferit un tratament termic de călire, aceasta prezintă variația lungimii eșantionului în timpul încălzirii aliajului cât și punctele critice ale transformării martensită-austenită. Acest eșantion a suferit o încărcare mecanică monotonă de aproximativ 4%. În urma testului, aliajul înregistrează o deformație remanentă de aproximativ 1,8%. După îndepărtarea încărcării mecanice, aliajul este pregătit pentru analiza dilatometrică. Astfel acesta va fi secţionat, prelevându-se o proba de dimensiuni mici care va fi supusă unui proces fizic de încălzire în intervalul de temperaturi 25-150°C. Pe diagramă poate fi remarcată la 58,5°C un început de transformare inversă, As. De asemenea pe diagramă se distinge o recuperare a deformației remanente datorată efectului de memoria formei .

c) Analiza DSC

. Pentru determinarea punctelor critice de transformare a fost utilizat un calorimetru cu scanare diferenţiala (DSC) produs de firma germana Netzsch. Acesta lucrează în domeniul de temperaturi 25°…..700ºC, cu răcire cu apă între -85 …600ºC şi cu răcire mecanică cu azot -180°…700ºC; Analiza calorimetrică diferenţială înregistrează orice modificare apărută și o transpune pe un grafic care este analizat și interpretat pentru stabilirea transformărilor obţinute. Se încearcă identificarea transformării de fază, a punctelor critice de transformare ce apar la încălzire ca efect al transformării indirecte și la răcire, ca efect al transformării directe. Există cazuri în care se pot determina doar temperaturile As și Af datorita lipsei sistemului de răcire din dotarea instalaţie aparatului DSC. În figura de mai jos este prezentat un astfel de caz.

d) Calculul Ms utilizând formula și compararea cu rezultatele valorilor obţinute experimental

Vom calcula temperatura de început de transformare martensitică cu ajutorul formulei 1.3 pentru compoziţie chimică a aliajului: 72,25Cu19, 96Zn7, 28Al %.

Deoarece formula utilizată este exprimată în procente atomice, este necesară transformarea procentelor masice în procente atomice. În urma calculului s-au obținut: 66 Cu-18Zn-16Al % atomice. Vom introduce valorile în formula de mai jos:

Aliajul

c) Analiza dilatometrică

Dilatograma obţinută în timpul procesului de încălzire este prezentată în figura 4.11 arată.

Încălzirea s-a făcut cu o viteza de 5°C/min într-un domeniu de temperaturi situat între 25-400°C. Proba testată are forma cilindrica și dimensiunile: l=23 mm și d=31 mm. Pe diagramă se observă un punct de transformare în stare solidă la 307°C care reprezintă începutul de transformare de faza MA. Diferenţa de temperatură dintre punctul determinat cu ajutorul analizei DSC și cea determinată prin dilatometrie este pusă pe seama tensiunii acumulată în proba în timpul încărcării mecanice.

Procedura experimentală a elaborării și fabricării AMF Cu-Zn-Al în laboratorul

Facultății SIM din Iași

Reluăm această analiza prin a prezenta ideea de la care s-a pornit în alegerea compoziţiei chimice a aliajelor studiate. Teza este bazată pe analiza variaţiei temperaturii în funcţie de variaţia compoziţiei chimice a aliajelor elaborate, mai exact este vorba despre disiparea de energie mecanică obţinută în timpul tracţiunii cu ajutorul unei maşini de tracţiune și urmărită cu o cameră cu infraroşu.

Ideea inițială de la care s-a pornit a fost aceea ca aliajele studiate să se găsească în stare martensitică la temperatură ambiantă, încercând să se evite disiparea energiei datorate căldurii latente produsă în timpul transformării de faza austenită-martensită. Etapele urmate de un aliaj de la elaborare și până la analiza finală la care a fost supuse sunt descrise schematic în figura 4.4.

Figura 4.4 Etapele parcurse de un AMF de la elaborare până la analiza finală

Probele paralelipipedice fabricate au dimensiunile: L=100 mm, l= 20 mm, g= 1mm. În urma determinării microstructurii inițiale a aliajelor ce urmează a fi elaborate, s-a trecut la analiza diagramelor binare, a nomogramelor pentru stabilirea exacta a cantităţii componentelor încărcăturii ce urmează a fi supusă topirii în aer liber și identificarea formulelor de calcul al temperaturilor de început de transformare martensitică si austenitică.

Ca urmare a efectuării calculelor și a analizei comparative dintre temperatura de început de transformare martensitică obţinuta prin formula dedusa de Guenin ș.a. și din nomograma(figura 1.6) lui Wayman ș.a., constatăm că rezultatul corect este dat de nomograma. Formulele de calcul pentru începutul transformării martensitice Ms, respectiv începutul transformării austenitice As prezintă diferenţe destul de mari între valoarea reală a temperaturii de transformare și valoarea calculată Pentru fabricarea primei șarje a AMF Cu-Zn-Al se foloseşte o cantitate netă de 1 kg din care:

-740 de grame de cupru (74% Cu), -200 de grame de zinc (20% Zn) la care se mai adaugă 10-20 de grame care se vor pierde în procesul de elaborare;

-70 de grame de aluminiu(7% Al).

Procesul de topire are loc în următoarele etape:

I. în prima fază se aduce cuptorul cu inducţie la o temperatura de 1100-1200°C introducându-se o parte din cantitatea totală de cupru; apoi se adaugă o parte din aluminiu. II.

în urma topirii cuprului și aluminiului se scade temperatura cuptorului și se introduce zincul .

III. după ce zincul s-a topit și s-a efectuat o omogenizare a băii metalice se introduce cuprul și aluminiu rămas(figura 4.5). Se folosește, la nevoie, un flux pentru protecție și degazare, care are rolul de a forma un strat de zgură la suprafaţa băii metalice și de a împiedica oxigenarea acesteia și în special a zincului care este predispus arderii. Cantitatea de zinc din încărcătura este mai mare cu 1-2% decât cea datorită pierderilor ce se produc pe parcursul topirii aliajelor. După omogenizare băii, aliajul are o fluiditate bună; deci se pregăteşte forma în care va avea loc turnare. Pentru studiul nostru turnarea s-a efectuat gravitaţional, în aer liber în forme de turnare inițial cilindrice și apoi în forme paralelipipedice.

Opțiunea pentru formă paralelipipedică utilizată în procesul termomecanic este dată de deformare plastică. Probele turnate în forme paralelipipedice sunt apoi supuse unui număr mai mic de treceri până la obținerea grosimii dorite. Acest procedeu ușurează laminarea, iar riscul acumulării de tensiuni, defecte și microfisuri este redus. Probele turnate în astfel de forme vor fi supuse unei analize chimice cu ajutorul spectrofotometriei cu scânteie.

În general, analiza chimica a unui aliaj s-a rezumat la identificarea elementelor principale de aliere și mai puţin a celorlalte, deoarece nivelul impurităților este redus. În tabelul de mai jos este prezentată totalitatea aliajelor elaborate sub formă cilindrică. Pentru studiu vor fi alese probele a căror compoziției chimică prezintă o variație semnificativă de la un eșantion la altul, pentru a încerca evidențierea efectului variației compoziției în funcție de fluxul energetic.

Analiza compoziţiei chimice cu ajutorul metodei EDX se realizează pe probe de mici dimensiuni, pentru a putea introduce cât mai multe probe în incinta analizorului. Însă dimensiunile probelor trebuie să permită prelucrarea în vederea analizei microstructurale.

Etapele parcurse de materiale începând cu alegerea compoziției și până la forma paralelipipedică sunt reprezentate schematic în figura de mai jos: Parcursul tehnologic și experimental al unei probe este unul destul de lung și presupune respectarea strictă a parametrilor pentru fiecare etapă.

Imagini din timpul fabricării și prelucrării termomecanice a unui eșantion de AMF studiat

Ilustrarea etapelor urmate pentru probele cilindrice s-a realizat în figura 4.8.

. Determinarea capacitaţii de recuperare a formei și comportamentul mecanic al unui AMF Cu-Zn-Al

Studiul experimental vizează determinarea recuperării deformaţiei impuse asupra unui AMF Cu-Zn-Al cu ajutorul efectului de memorie. Acest exerciţiu este esenţial pentru evidenţierea efectului de memoria formei și dovedirea faptului ca aliajele fabricate sunt AMF. Experimentele efectuate pentru a pune în evidență efectul de memoria se bazează pe principiul încărcării monotone, analizând diagrama încărcare-descărcare. Proba supusă la tracţiune va acumula tensiune primită în cursul deformației. Proba este supusa analizei dilatometrice pentru a se evidenţia efectul de memoria formei.

Efectul de memoria formei nu este întâlnit la toate aliajele Cu-Zn-Al și de aceea fiecărui aliaj fabricat și destinat cercetării li se vor aplica diferite metode prin care se va evidenţia efectul de memorie.

Metoda utilizata pentru verificarea efectului de memoria formei consta în aplicarea unei sarcinii mecanice ce deformează aliajul. Aceasta deformaţie este de aproximativ 4%. Deformaţie este apoi recuperată prin încălzire. Analiza dilatometrică ne oferă informații legate de modificarea proprietăților fizice ale probei în sensul recuperării deformaţiei impuse. Dacă dilatograma pune în evidență revenirea aliajului putem afirma că acesta se încadrează în clasa aliajelor cu memoria formei. Au fost analizate proprietăţile mecanice și capacitatea de memorie a formei a aliajului terţiar Cu-Zn-Al. Transformările microstructurale rezultate în urma tratamentului de călire au fost de asemenea puse în evidență.

Aliajul studiat a fost elaborat într-un cuptor cu inducţie cu creuzet din grafit în aer liber folosind metale de înalta puritate. Compoziţia chimică a fost determinata folosindu-se spectrometru prin scânteie Foundry Master. Analiza chimică cu ajutorul spectrometrului a fost realizată în mai multe puncte de pe suprafaţa probei, efectuându-se mai apoi o mediere pentru o analiză cat mai precisă. Pentru testele de încercări mecanice a fost folosită o maşina de tracţiune/compresiune INSTRON 3382 cu o capacitate de încărcare 100 kN Deoarece majoritatea reacţiilor chimice şi fenomenelor fizice sunt însoţite de generare sau consum de căldură, metoda calorimetrică este o metodă generală şi pentru investigarea unor astfel de procese.

Proba analizată are formă cilindrică și diametrul egal cu 31 mm cu capete perfect plate. Specimenul este supus unei analize cuprinsă în domeniul de temperaturi 25 -400 °C. În acest interval vom observa evoluţia dimensiunilor fizice ale probei în funcţie de temperatura și valorile punctelor critice pentru transformarea inversă.

Scopul acestui studiu este acela de a pune în evidență existența efectului de memoria formei. Calculul încărcăturii metalice a fost făcut pentru 1 kg de aliaj Cu-Zn-Al, deoarece astfel vom avea diferențe minime între compoziţia calculată și cea obţinută în urma topirii aliajului. Aliajul elaborat a fost turnat în forme cilindrice supus prelucrării mecanice pentru a fi adus la forma și dimensiunile dorite. Compoziţia chimică a aliajul studiat este prezentată în tabelul 4.2.

Probele folosite pentru încercări mecanice și pentru punerea în evidență a efectului de memoria formei, sunt analizate în stare cilindrică. Probele cilindrice turnate sunt supuse prelucrării pentru îndepărtarea reţelei de turnare, prelucrării mecanice și apoi în vederea testului de încercare mecanică. Forma și dimensiunile eșantionului din aliaj cu memoria formei Cu-22,63Zn-6,44Al obţinut în urma tratamentului termomecanic sunt 100 mm = lungime totală, 12 mm =diametru și 70 mm= lungime utilă, (figura 4.9). Înaintea testului pentru determinarea proprietăţile termomecanice și a efectului de memoria formei, aliajul a fost supus unui tratament termic de călire în apă. Testele au fost efectuate la temperatura camerei. Valorile temperaturilor critice de transformare martensitică directă și indirectă au fost măsurate cu ajutorul calorimetriei diferenţiale și a dilatometriei. În urma testelor de încercări mecanice, proba prezintă o deformaţie maximală și o deformare plastică (permanentă). Această deformaţie poate fi recuperată prin exista efectul de memoria formei. A fost prelevată o parte din probă de mici dimensiuni care a fost supună analizei dilatometrice, care înregistrează variaţia dimensiunii în timp cu creşterea temperaturii probei la încălzirea la temperaturi înalte de până la 600 °C. Variaţiile înregistrate pe diagrama ne ajută sa caracterizăm aliajul supus testului și determinăm prezența sau nu a efectului de memoria formei. Gradul de recuperare a formei față de deformaţia remanentă ne oferă informaţii asupra capacitaţii efectului de memorie pe care îl manifesta aliajul studiat.

Analiza microstructurală

Caracterizarea microstructurală s-a realizat în stare turnată după tratamentul termic de călire, prin microscopie optică și electronică de baleiaj . Diferite zone de pe suprafaţa probei au fost prelucrate mecanic și atacate cu reactivi pentru a pune în evidență microstructura în diferite momente ale elaborării aliajului. Analiza microstructurală a aliajului Cu-22,63Zn-6,44Al a fost realizată în stare turnată (figura 4.10 c) și în urma unui tratament termic de călire(4.10 a,b). Punerea în evidență a structurii martensitice obţinute este prezentată în figura 4.10 a), b) si c) la diferite puteri de mărire. Microstructura tipică aliajului a fost realizata cu ajutorul microscop electronic cu scanare (SME) -Secondary Electron Detector în având ca scop identificarea constituentului microstructural care este identificat la temperatura mediului ambiant. Microstructura aliajului a fost studiată la trei puteri de mărire diferite, respectiv 2500X, 1000X și 500X, acesta pune în evidență variantele de martensită orientate prin autoacomodare obţinute în urma tratamentului de călire cât și martensită obținută după turnare.

S-au pus în evidență variantele de martensită de diverse forme și dimensiuni, limitele de grăunte și intersecţia a 3 grăunţi. De asemenea pe suprafaţa probei sunt prezente urme ale atacului cu reactivi cât și urme de impurități .

Determinarea punctelor critice de transformare

Punctele critice de transformare ale aliajului cu memoria formei Cu-22,63Zn-6,44Al în stare călita au fost analizate utilizând doua metode distincte: analiza dilatometrică și analiza calorimetrica diferenţiala .

DSC este analiza specifica determinării punctelor critice de transformare pe când analiza dilatometrică ne oferă informaţii despre variaţia dimensiunilor fizice ale specimenului. Punctele de transformare au fost determinate utilizând metoda tangentelor iar valorile obţinute sunt prezentate în tabelul 4.4. De asemenea cu ajutorul analizei dilatometrice se pot preciza valorile temperaturilor corespunzătoare începutului de transformare austenitică(As), respectiv sfârşitul de transformare austenitică(Af) cât și domeniile de transformare corespunzătoare începutului de transformare martensitică (Ms) cât și finalul transformării martensitice (Mf), însă acestea din urma pot fi determinate în care aparatul este dotat cu sistem de răcire. Pentru stabilirea domeniului de temperaturi de transformare s-a analizat dilatograma materialului, prezentată în figura 4.11, prin încălzirea pe un domeniu de temperaturi de la 25 la 400°C cu o viteză de încălzire de 5°C/min. Testul s-a realizat în atmosferă de heliu, He 5 0, folosind un senzor de silica condensată. Forma probei a fost cilindrică cu dimensiunile următoare: diametru (ϕ) egal cu 31 mm şi lungimea (l) de 23 mm. Figura 4.11 Dilatograma caracteristica aliajului cu memoria formei Cu-22,63Zn-6,44Al în stare turnată si tratat termic pe un interval de temperaturi cuprins între 25-400°C [START_REF] Constantin | Capacity of shape memory recovery and mechanical behavior of Cu-22,63Zn-6,44Al alloy[END_REF] Dilatograma determină numai punctele critice corespunzătoare transformării de faza inverse, martensita-austenita. Se observă clar un domeniu de transformare în stare solidă, cuprins între temperaturile 307,8 şi 351,4°C. Variaţia din jurul temperaturii de 110°C ce poate fi caracterizată ca fiind o reorientare a variantelor de martensita în timpul încălzirii. Aceasta mică variaţie din jurul valorii de 110°C este reprezentată de o mică contracţie în volum a dimensiunii probei. A doua variaţie de pe diagrama este datorată începutului transformării austenitice (As=307.8°C) iar cea dea doua inflexiune este caracteristică temperaturii de sfârşit de transformare austenitică se găseşte la T=351,4°C [START_REF] Constantin | Capacity of shape memory recovery and mechanical behavior of Cu-22,63Zn-6,44Al alloy[END_REF].

În continuare este prezentat rezultatul analizei calorimetrice a aliajului cu memoria formei Cu-22,63Zn-6,44Al în stare turnată şi tratat termic(figura 4.12). Figura 4.12 Termograma DSC înregistrata pe încălzire într-un interval de temperaturi 25-500 °C [START_REF] Constantin | Capacity of shape memory recovery and mechanical behavior of Cu-22,63Zn-6,44Al alloy[END_REF] Proba investigată a avut o masă de 23,5 mg, testul s-a realizat în atmosferă de argon având încălzirea şi răcirea pe intervalul 25-600 °C, realizându-se cu o viteză de 10 °C/min. Pentru partea de încălzire, corespunzătoare liniei continue de culoare albastră, se observă prezenţa unui vârf exoterm la temperatura de 231,7°C cât şi un vârf endoterm la temperatura de 479,1 °C.

În această diagramă calorimetrică sunt arătate numai picurile înregistrate pe încălzire ca și în cazul dilatogramei. De asemenea pe diagrama sunt calculate și energiile care marchează transformarea prin intermediul soft-ului Proteus, valorile entalpiilor corespunzătoare vârfurilor de transformare fiind de 0,3584 J/g pentru vârful exoterm şi de -1,167 J/g pentru vârful endoterm. Valorile corespunzătoare punctelor critice transformării indirecte de pe aceasta diagrama sunt următoarele: As=230,2 °C și Af=234,3°C. În tabelul 4.4 se prezintă valorile punctelor critice de transformare obţinute cu cele doua metode de analiză prezentate mai sus. Aceasta variaţie este de 77,6 °C pentru As, respectiv 116,9 °C pentru Af. Diferența de temperatură poate fi pusă pe seama tensiunii înmagazinate de către probă în urma încărcării mecanice monotone.

Unul dintre factori cei mai importanţi ce controlează temperaturile critice de transformare este compoziţia chimică a aliajului, însă valorile sunt influenţate și de tratamentele aplicate probei, deci de istoricul termomecanic [START_REF] Constantin | Capacity of shape memory recovery and mechanical behavior of Cu-22,63Zn-6,44Al alloy[END_REF].

4.3.3

Determinarea recuperării efectului de memoria formei

Determinarea recuperării deformaţiei permanente suferite în urma testului mecanic la care a fost supusă proba are ca scop analiza existenței efectului de memoria formei a aliajului Cu-22,63Zn-6,44Al. Curba tensiune-deformaţie obţinută la temperatura ambiantă pentru proba studiată în acest articol este prezentată în figura 4.13.

Această curbă încărcare-descărcare prezintă o configuraţie tipică de curbă pseudoelastică de maclare în stare martensitică. Până la aproape 400 MPa remarcăm o deformaţie elastica a martensitei, în sensul direcţiei de tracţiune. După un prag de 440-450 MPa în lipsa unei tensiuni impuse se observă apariția unui semiplatou în timpul căruia structura martensitică este autoacomodantă. După acest platou tensiunea este îndepărtată rapid obţinându-se o deformaţie remanentă de aproximativ 1,8 %. Figura 4.13 Curba tensiune-deformatie a aliajului policristalin cu memoria formei Cu-22,63Zn-6,44Al [START_REF] Constantin | Capacity of shape memory recovery and mechanical behavior of Cu-22,63Zn-6,44Al alloy[END_REF] Din epruveta supusă testelor mecanice monotone (Cu-22,63Zn-6,44Al) a fost prelevată o probă cu dimensiunile următoare: ϕ=31 mm și l= 23 mm care a fost analizată dilatometric într-un interval de temperaturi 25-400°C, pentru a determina capacitatea de recuperare a deformaţiei prin efectul de memoria formei și punctele critice de transformare.

Evoluţia alungirii curbei înregistrate pe dilatograma în funcţie de temperatura T este foarte importanta deoarece orice schimbare de faza sau de microstructura se pune în evidență prin variația de lungime δl.

O recuperare integrala (100%) a deformaţiei nu se poate realiza datorită numărului mare de grăunţi și prezenței unei mici cantitatea de faza α sau DO 3 [START_REF] Chrysochoos | Analyse du comportement des materiaux par thermographie infrarouge[END_REF]. O transformare de structură este asociată cu o schimbare a coeficientului liniar de dilataţie transpusă pe curba dilatometrică printr-o schimbare a pantei ( figura 4.13). Punctele de transformare sunt întâlnite în anumite zone localizate pe panta curbei dilatometrice.

Pentru determinarea efectului de memoria formei vom încălzi proba pana în momentul în care are loc transformarea de faza martensită-austenită. Remarcam ca odată cu creşterea temperaturii are loc o recuperare treptată a deformaţiei( pe dilatogramă ). Această recuperare se încheie odată cu transformarea de fază ce are loc la 351,8 °C. Pe dilatogramă se observă în urma încălzirii deasupra temperaturii Af, o revenire dovedind existența efectului de memoria formei. De fapt aceasta este una din proprietăţile aliajelor cu memoria formei si anume efectul simplu de memorie. Prin această metodă se evidenţiază atât prezenta efectului de memoria formei cât și a efectului simplu de memoria formei [START_REF] Constantin | Capacity of shape memory recovery and mechanical behavior of Cu-22,63Zn-6,44Al alloy[END_REF].

Concluzii

Compozitia chimica a aliajelor ce urmează a fi elaborate se stabileste astfel incat aliajele sa prezinte transformarile caracteristice AMF. In cazul a doua aliaje, de compozitie chimica determinata, au fost stabilite punctele critice ale transformarilor de faza prin analiza calorimetrica diferentiala si prin analiza dilatometrica. Pentru aceste aliaje s-au determinat punctele critice prin doua metode : formulele lui Guenin si folosind nomogramele Wayman.

Valorile stabilite prin cele doua metode, au fost comparate cu rezultatele obtinute pentru temperatutrile punctelor critice prin analiza calorimetrica diferentiala si prin analiza dilatometrica.

Flosid ca reper valorile determinate experimental, se constata ca valorile calculate cele mai apropiate de valorile experimentaele sunt cele stabilite cu ajutorul nomogramei Wayman, metoda ce va fi utilizata pentru toate aliajele din plaja de compozitie aleasa.

Sunt descrie etapele experimentale folosite la fabricarea aliajelor, de la alegerea compoziţiei chimice și până la analiza probei cu ajutorul cuplajului maşina de tracţiune-camera cu infraroşu pentru determinarea cantităţii de căldură disipată de probele analizată.

Studiul asupra unui aliaj Cu-Zn-Al deformat în stare martensitică la temperatura ambiantă ce poate recupera deformaţia permanentă prin efectul de memoria formei. Au fost analizate microstructura, punctele critice ale transformării directe, proprietăţile mecanice și capacitatea efectului de memoria formei a aliajului, cu urmattoarele rezultate:



analiza microstructurală evidențiază structura martensitică la temperatură ambiantă;

 temperaturilor critice de transformare directă obţinute prin DSC(A s =230,2°C și A f = 234,3°C) și dilatometrie (A s =307,4°C si A f =351,7°C) confirmă prezența structurii martensitice la temperatură ambiantă  deformaţia remanentă de aproximativ 1,8 % a fost recuperată datorita efectului de memoria formei după încălzire deasupra temperaturii Af  aliajul Cu-22,63Zn-6,44Al prezintă efect de memoria formei simplu [START_REF] Constantin | Capacity of shape memory recovery and mechanical behavior of Cu-22,63Zn-6,44Al alloy[END_REF] CAPITOLUL 5 -DEFORMAREA PLASTICĂ ȘI CARACTERIZAREA ÎN STARE DEFORMATĂ În acest capitol vor fi descrise tehnologia de deformare plastică a AMF pe bază de cupru și principalele caracteristici microstructurale determinate în urma tratamentelor termice suferite. Scopul analizei microstructurale este de a demonstra eficacitatea tratamentului de călire în aer (obținerea martensitei autoacomodante) pentru eșantioanele de aliaj Cu-Zn-Al fabricate. Totodată datorită grosimii mici obținute, probele au fost călite în pachet.

Pentru studiul căldurii disipate s-au utilizat probe de formă paralelipipedică. Pentru a ajunge la forma dorită aliajele au suferit mai multe tratamente termomecanice care sunt prezentate în figura 4.5 Decizia de a fabrica epruvete sub formă paralelipipedică a fost pusă pe seama următorilor factori:

-scopul tezei este acela de a măsura în ansamblu câmpul de căldură și mai exact disiparea mecanică de la suprafața probelor în timpul testelor de ciclaj mecanic sau a testelor de încărcare mecanică monotonă -forma probelor este foarte importantă pentru a atinge scopul urmărit: a) în cazul în care forma probelor este cilindrică, calculul sursei de căldură este dificil de efectuat; b) pentru probele paralelipipedice, analiza termică se face mai ușor datorită formei regulate și bine definite, cu variații foarte mici a grosimii probei sau a lungimii utile ce caracterizeaza suprafața de masurare.

În cele ce urmează va fi descrisă procedura experimentală de deformare plastică a probelor și analiza microstructurală în urma tratamentului termic.

Laminarea AMF Cu-Zn-Al

Pentru deformarea plastică a probelor turnate în vederea obținerii formei paralelipipedice se face prin laminare la cald.

Pentru obținerea formei paralelipipedice se poate opta pentru o deformare inițială prin forjare. În acest caz lingourilor preîncălzite până la 750°C sunt așezate pe o suprafață la 350-450 0 C a nicovalei.

Reducerea grosimii se face cu aproape 75% printr-o singură lovitură. Dacă după forjare s-ar aplica deformare plastică la rece, aceasta ar putea duce la înlăturarea transfomării martensitice prin coborârea punctelor de transformare [START_REF] Yoo | Some Quaternary Cu-Zn-AI-Ni Shape Memory Alloys for Ms Bellow Room Temperature[END_REF].

Înainte de deformarea plastică s-a realizat o recoacere intermediară la 750°C, cu durata de menținere de 120 de minute, pentru omogenizarea compoziției.

Aliajele elaborate conțin între 14 și 23 % Zn și între 4 și 7 % Al. Alierea aliajelor Cu-Zn cu aluminiu determină deplasarea spre stânga a diagramei de echilibru Cu-Zn (fig. 1.8) și apariția fazei β la concentrații mai mici de zinc. Aliajele elaborate au structură α+β și β.

Temperatura optimă de deformare este situată deasupra punctului P (fig. 1.8), astfel încât deformarea se va realiza în faza β.

Pentru aliajele Cu-Zn-4Al, punctul P este situat între 650 și 700 °C. Având în vedere pierderile termice din timpul transferului probei de la cuptorul de încălzire la laminor, care sunt de 100 până la 150°C, la poziția punctului P se adaugă 30°C+100÷150°C.

Pentru laminare sunt utilizate probe în stare turnată sub formă paralelipipedică cu grosime inițială de 4 mm (figura 5.2). Deformarea plastică are în vedere reducerea grosimii cu 1mm pentru fiecare trecere consecutivă până la o grosime finală de 1 mm.

Laminorul utilizat este unul clasic, aflat în dotarea Facultății de Știința și Ingineria Materialelor, Iași (figura 5.5). -Probele sunt încălzite în cuptorul electric cu rezistență (figura 5.3), situat în imediata vecinătate a laminorului, pentru a putea face ușor transferul și pentru a evita pierderile mari de căldură în timpul transferului;

-Probele se introduc în cuptorul setat la temperatura optimă și sunt încălzite odată cu cuptorul.

-În figura 5.4 este prezentată proba în timpul încălzirii în cuptor.

-La temperatura optimă, se scoate din cuptor și se transferă pe suportul metalic al laminorului. -Semifabricatul din AMF este împins ușor și se realizează prima trecere printre cilindrii laminorului.

Figura 5.4. Eșantionul de AMF în timpul procesului de încălzire premergător laminării -Se reia ciclul de încălzire cu menținere până la atingerea temperaturii optime și apoi deformarea plastică pentru trei treceri succesive până când grosimea finală a probei este de aproximativ 1 mm. După fiecare trecere, grosimea probei este măsurată cu ajutorul unui șubler cu afișaj electronic.

-Figura 5.5. Laminorul folosit pentru deformarea plastică a AMF utilizate în această teză -Răcirea probelor după fiecare laminare se face în aer liber și permite recristalizarea

Caracterizarea microstructurală a aliajelor în stare călită

Partea a doua a acestui capitol prezintă analiza microstructurală a AMF Cu-Zn-Al în urma procesului termomecanic de deformare plastică la cald și a tratamentului termic de călire. Scopul acestui studiu este de a determina microstructura tipică aliajelor laminate, tratate termic și de a determina efectul călirii în pachet asupra structurii interne caracteristice fiecărui aliaj.

Tratamentul termic de călire pentru punere în soluție a fost făcut cu răcire în aer și pentru probe așezate în pachet. De asemenea tratamentul a fost repetat, de această data cu răcire în apă.

Datorită dimensiunilor caracteristice pe care le prezintă proba după laminare, 100x20x1 mm 3 , gradientul de temperatură suferă variații rapide prin schimbul de temperatură cu mediul ambiant.

Această ipoteză ne-a permis efectuarea tratamentului termic de călire cu răcire în aer pentru obținerea martensitei autoacomodante cum este sugerat și în [START_REF] Fukuda | Nucleation and self-accommodation of the Rphase in Ti-Ni alloys, Materials T r a n s a c t i o n s[END_REF]. Încălzirea s-a realizat în cuptorul cu rezistență, la o temperatură de 750°C, timp de 30 minute cu o viteză de încălzire de aproximativ 20-25°C/min. Tratamentul în pachet s-a făcut pentru a menține forma plană la temperatură înaltă pentru probele din aliaj Cu-Zn-Al studiate. Sunt prezentate comparativ rezultatele obținute pentru 3 eșantioane cu poziții diferite în pachet: a) două eșantioane situate la extremitatea pachetului de probe paralelipipedice Cu-Zn-Al răcite în aer;

b) două eșantioane, unul situată la extremitățile pachetului iar celălalt central; c) două probe de AMF Cu-Zn-Al tratate termic și răcite în aer, respectiv apă.

În primul caz,(a), sunt prezentate microstructurile caracteristice pentru două eșantioane situate la extremitățile pachetului de probe călite și răcite în aer (figura 5.6 ). Se observă cu ușurință limitele dintre grăunți și diferite variante de martensită (în paralel, vârf de lance) indusă termic (figura 5.6 a și c). Pe lângă microstructura autoacomodantă caracteristică procesului de călire în aer, se disting variante secundare de martensită puse în evidență în figura 5. Dacă numărul de probe din pachet supuse tratamentului este mare, cele situate în centrul pachetului suferă o răcire mult mai lentă decât cele situate la extemități, ceea ce oferă posibilitatea apariției precipitatelor și a fazei α. Efectul tratamentului termic pentru două probe supuse aceluiași tratament termic de călire , c), (temperatura de tratament 750-800°C, viteza de încălzire de aproximativ 25°C/minut, durata menținerii egală cu 30 minute) și răcite în medii diferite (aer și apă) este prezentat în figura 5.8.

Structura caracteristică aliajului după tratamentul de călire cu răcire în aer, prezintă numeroși grăunți. Forma predominantă a plăcilor de martensită este cea paralelă (figura 5. Microstructura tipică a aliajului după tratament termic de călire în apă este prezentată în figura 5.8 (c,d). Se poate observa o structura tipică martensitică, diamant, cu plăci mari primare și plăci secundare mici.

Concluzii

Eșantioanele de AMF Cu-Zn-Al turnate au fost prelucrate prin laminare la cald, pentru reducerea secțiunii în 3 etape, realizand o reducere cu 25% pentru fiecare trecere.

Premergător efectuării testelor de încărcare mecanică, pentru obținerea efectului de memoria formei, aliajele laminate au fost supuse unui tratament termic de călire pentru punere în soluție cu răcire în aer în vederea obținerii martensitei autoacomodante. Călirea probelor a fost realizată în pachet, astfel efectul tratamentului asupra probelor a fost diferit.

Au fost analizate microstructural, trei seturi reprezentative de câte două probe fiecare.In cazul primelor două seturi cu acelasi tratament termic (racire in aer) microstructuriel diferite sunt datorate diferentelor de viteza de recire prin poziția probelor în timpul călirii. Pentru probele din al treilea set, tratamentul termic a fost diferit prin viteza de răcire (apă și aer).

Comparativ, rezultatele microstructurale ale tratamentului termic primar pentru seriile de probe in pachet cu racire in aer, se contata :

-Microstructura probelor situate la extremitățile pachetului unde viteza de răcire era destul de mare este martensitică( βM).

-Microstructura probei situată în centrul pachetului, unde viteză de răcire este mai mică, este formată dintr-o cantitate mare de fază α.

Prezintă structuri α + β, M sau numai β, probele călite aer. Eșantioane cu răcirea în apă prezinta structura martensitică.

Dacă numărul probelor aflate în pachet este prea mare nu se obține aceeași viteză de răcire, tratamentul termic trebuie refăcut. Este recomandat să se utilizeze un număr cât mai mic de probe în pachet.

CAPITOLUL 6 -MĂSURAREA TEMPERATURII ȘI DETERMINAREA ENERGIEI MECANICE DISIPATE PENTRU AMF Cu-Zn-Al

Noțiuni recapitulative asupra disipării mecanice

Reversibilitatea ridicată a transformării austenitei în martensită (A-M) este punctul cheie al performanțelor mecanice al AMF. Cu toate acestea, existența unei ireversibilități mici este relevată de histerezisul termic de transformare, adică diferența dintre M f temperatura de sfârșit de transformare martensitică și temperatura de început de transformare austenita-start A s (sau temperatura austenitafinal A f și temperatura martensită -start M s ). Cele mai bune proprietăți de amortizare ale AMF se găsesc în anumite intervale de temperatură care arată, de asemenea, existența ireversibilității mecanice în timpul transformării fazei induse prin tensiune, explicate de obicei, printr-o frecare internă cauzată de mișcările interfețelor [START_REF] Van Humbeeck | Damping capacity of thermoelastic martensite in shape memory alloys[END_REF]. Evaluarea experimentală a ireversibilității transformării de fază a fost propusă în literatura de specialitate, cu un accent special pe influența compoziției chimice: pentru transformările induse de temperatură și respectiv de tensiune [START_REF] Hornbogen | Thermo-mechanical fatigue of shape memory alloys[END_REF][START_REF] Cui | Combinatorial search of thermoelastic shapememory alloys with extremely small hysteresis width[END_REF]. Compoziția chimică reglementează parametrii rețelelor cristaline austenitice și martensitice. Pe măsură ce nivelul de incompatibilitate cristalografică între faze crește [START_REF] Bojin | Microscopia electronică[END_REF][START_REF] Buyanova | Opredelenie udelinoi poverhnosti dispersnîh i poristîh materialov[END_REF], se poate stabili o legătură între compoziția chimică și ireversibilitatea de transformare.

În acest capitol s-a evaluat nivelul de ireversibilitate al fazei induse prin tensiune de transformare în probele de Cu-Zn-Al, cu ajutorul termografiei în infraroșu (IR).

În contextul termomecanic, camerele IR sunt folosite pentru a capta schimbările de temperatură pe suprafața probelor supuse la solicitări mecanice. Diferite fenomene cum ar fi plasticitatea sau transformarea de faza induc schimbări de temperatură locale și ideea este de a detecta și urmări aceste modificări în timpul testelor mecanice. Aceasta tehnica s-a extins recent în comunitatea mecanică experimentală, lucru care a condus la lucrări ce realizează caracterizarea diferitelor tipuri de materiale [START_REF] Colan | Studiul metalelor. Lucrări de laborator[END_REF], cum ar fi oțelurile [START_REF] Cullity | Elements of X-ray diffraction[END_REF], aliajele de aluminiu [START_REF] Flewit | Physical Methods for Materials Characterisation[END_REF], ceramica [START_REF] Gabriel | SEM: A User's Manual for Materials Science[END_REF], polimeri [START_REF] Goldstein | Practical Scanning Electron Microscopy[END_REF], cauciuc [START_REF] Geru | Analiza structurii materialelor metalice[END_REF] sau AMF [START_REF] Tobushi | Cyclic Characteristics of the Shape Memory Effect in Ti-Ni Alloy Wires and Helical Springs[END_REF][START_REF] Liu | DSC study on temperature memory effect of NiTi shape memory alloyTransactions of Nonferrous Metals Society of China[END_REF][START_REF] Constantin | Capacity of shape memory recovery and mechanical behavior of Cu-22,63Zn-6,44Al alloy[END_REF][START_REF] Chrysochoos | Infrared thermography applied to the analysis of material behavior: a brief overview[END_REF], publicate recent în literatura de specialitate. În ceea ce privește AMF, trebuie subliniat că o transformarea AM induce în general modificări semnificative ale temperaturii locale, care fac termografia în IR un instrument adecvat în detectarea și analizarea acestui fenomen. Orice deformaţie este asociată unei surse de căldura produsă sau absorbită de către material. Aceasta sursa de căldura poate fi împărţită în 2 părţi:  O parte este datorată cuplajului termomecanic: sursa cuplajului termoelastic, căldura latenta produsa în timpul transformării de fază.

 Cealaltă parte este datorată ireversibilităţii mecanice. Aceasta se referă la disiparea intrinsecă sau disiparea mecanică. Aceasta influențează viscozitatea, plasticitatea sau rezistența la oboseala. La nivel microstructural nu se produce nicio schimbare datorată ireversibilităţii mecanice: pentru cazul de față, transformarea de faza în stare solidă din metale conduce la producerea de incompatibilități locale ale deformaţiei care pot crea dislocaţii. Orice transformare microstructurală poate fi asociată disipării mecanice. Această sursă de căldură este întotdeauna pozitivă. În literatură, acest model de studiu a fost folosit pentru identificarea limitei de oboseala a oțelurilor [START_REF] Oussouaddi | Influence of dissipated energy on shear band spacing in HY-100 steel[END_REF][START_REF] Giancane | Deformation and dissipated energies for high cycle fatigue of 2024-T3 aluminium alloy[END_REF][START_REF] Balandraud | Applying infrared thermography to characterize ceramic materials subjected to cyclic loading[END_REF]. Nu am identificat în literatură date privind AMF. Reversibilitatea transformării austenită-martensită care apare în aliajele cu memoria formei (AMF) este un element determinant al performanței mecanice ale acestor materiale. Termografia în infraroșu este utilizată pentru a măsura disiparea mecanică (disipare intrinsecă) produsă de probele AMF Cu-Zn-Al supuse la încercări mecanice ciclice și la temperatură constantă. Sursele de căldură produse de material pot fi deduse din variațiile de temperatură utilizând ecuația difuziei căldurii.

Valoare disipării mecanice este mult mai mică decât valoarea sursei de căldură a cuplajul termomecanic (sursa cuplajului termoelastic și sursa de căldură latentă), deci măsurarea disipării mecanice este dificil de realizat. În cele ce urmează se va măsura sursa disipării mecanice pentru două eșantioane distincte, unul martensitic iar celălalt austenitic la temperatură mediului ambiant. Rezultatele obţinute sunt prezentate și discutate. Acest capitol este cuprinde prezentarea probele și a metodei prin care este determinată disiparea mecanică, procedura de testare, inclusiv încărcarea mecanică și condițiile de măsurare a temperaturii, calculul de energie mecanică, prezentarea rezultatelor obținute și interpretarea lor.

Probele utilizate

Probele folosite pentru determinarea disipării de energie mecanică sunt din aliaj Cu-Zn-Al cu diferențe mari pentru conținutul de zinc și cu conținut apropiat de aluminiu, dar cu structură diferită: o probă cu structură martensitică la temperatură ambiantă-Cu-Zn 20.83 -Al 13.57 (at.%) si o probă cu structură austenitică la temperatură ambiantă -Cu-Zn 13.7 -Al 14.34 (at.%) Testele au fost efectuate pe eșantioane călite și testate în premieră (niciun test de ciclaj mecanic sau termic nu a fost aplicat mai înainte de efectuarea acestor teste). Starea inițială este starea unde nivelul de ireversibilitate mecanică se așteaptă să fie cel mai ridicat. Efectul primului ciclu de transformare a fost descris în literatură: schimbări puternice ale proprietățile termomecanice sunt de obicei observate în timpul primelor ciclurilor de transformare, acestea conduc la o disipare ridicată a energiei [START_REF] Hornbogen | Thermo-mechanical fatigue of shape memory alloys[END_REF][START_REF] Samaca Martinez | Mechanisms of deformation in crystallizable natural rubber. Part 2: quantitative calorimetric analysis[END_REF]. Toate probele au fost fabricate în dublu exemplar. La extremităţile probelor au fost lipite flanşe din aluminiu pentru a evita alunecarea probelor in timpul testelor. Acestea se atașează cu ajutorul unui adeziv special. Dimensiunile probelor au mici variaţii de la una la alta datorate laminarii si prelucrărilor mecanice imprecise; erori ce sunt de ordinul milimetrilor. Două tipuri de probe au fost pregătite: martensitică și austenitică la temperatura ambiantă (25°C). Starea probelor (martensită sau austenită) a fost determinată în mod direct în timpul încercărilor mecanice observate de camera cu IR. Analiza a fost însoțită de o caracterizare microstructurală a fiecărui eșantion. (vezi capitolul6.4) [START_REF] Yin | Temperature variation in NiTi shape memory alloy during cyclic phase transition[END_REF] În literatură se cunoaște că temperaturile de transformare variază puternic în timpul primelor cicluri de transformări termice sau mecanice.

Procedura de testare

Disiparea mecanică în AMF poate să inducă schimbări foarte mici de temperatura. Procesul de deformare prezintă o mare reversibilitate în AMF.

Prin urmare, un procedeu specific de încărcare mecanică a fost definit și o atenție deosebită a fost acordată acestui fenomenului de măsurare a variației de temperatură.

6.2.1.Determinarea parametrilor optimi termo-mecanici

Descrierea procedeului mecanic de încărcare a fost făcută în subcapitolele prezentate anterior. În acest capitol se vor prezenta mai multe tipuri de încercări ce au avut ca principal scop determinarea setărilor optime impuşi maşinii de tracţiune pentru a obţine rezultate corecte, cat mai puţin afectate de mediul înconjurător și pentru determinarea constantei de timp τ.

Procedura de încărcare mecanica a suferit modificări în decursul testelor efectuate ce vor fi descrise în ceea ce urmează. Modificările induse au avut scopul de a identifica parametri optimi de timp și amplitudine a oscilației. Toate testele au fost efectuate cu ajutorul maşini de tracţiune MTS ± 15kN și la temperatura mediului ambiant.

Au fost folosite trei probe din AMF Cu-Zn-Al a căror compoziţie chimică este prezentată în tabelul 7.1.

Etapele principale de încărcare mecanică sunt următoarele: a) După fixarea epruvetei între bacurile maşinii de tracţiune se aştepta o perioadă de timp scurtă( câteva secunde); b) Impunerea unei deformaţii care este notată ε max . În timpul primelor teste deformaţia impusă a fost cuprinsă între 0,4 % si 2,4%, cu variații periodice egale cu 0,4%. Testele ulterioare au fost efectuate la trei deformaţii diferite: 1, 2 și 3,2 %. Obiectivul a fost de a studia răspunsul probei în urma primului ciclaj mecanic și analiza termică datorată ciclajului. Viteza de deformaţie este de asemenea variabila, la început a fost egală cu 2x10 -3 m.s -1 iar mai apoi a scăzut la 6x10 -4 m.s - 1 aceeaşi pentru toate probele, cu scopul evitării unor transformări brutale și încălzirii bruște a probei (scăzând timpul necesar întoarcerii temperaturii probei la temperatura mediului ambiant, premergătoare ciclajului mecanic).

c) Se așteaptă un interval de timp în urma deplasării impuse. Scopul acestei etape de aşteptare este acela de a acorda timp suficient probei de a reveni la temperatura de dinainte de efectuarea deformaţie (temperatura mediului ambiant).

În urma deformaţiei impuse în etapa precedentă proba a suferit o modificare a temperaturii, datorate pe de o parte producerii de căldură latente în cazul transformării de fază austenita-martensita iar de pe alta parte o creştere a temperaturii ce se pune pe seama cuplajului termoelastic, acest caz este întâlnit numai pentru probele martensitice la temperatură ambiantă. Cantitatea de căldură produsă este net superioară în cazul transformării de faza decât în cazul disipării căldurii. Timpul de aşteptare impus a variat de asemenea. Timpul de aşteptare ideal pentru întoarcerea la echilibru termic în cazul testelor efectuate a fost determinat ca având o durata de 160 s.

d) În a patra etapă o mică oscilaţie ciclică este impusa maşinii de tracţiune. Amplitudinea ciclajului este de asemenea variabilă iar durata și tipul acestuia vor fi prezentate schematizat mai jos. Frecvența încărcării este aceeaşi pentru toate testele, aceasta este notată cu f L și este egala cu 13Hz. Amplitudinea deformaţiei oscilaţiei este notată cu Δε max și variază în cazul primelor teste.

e) Ultima etapa constă în descărcarea tensiunii impuse. Aceasta produce modificarea stării materialului prin revenirea lui la starea iniţiala. Pot apărea modificări ale structurii materialului cum ar fi defectele de compactitate sau dislocaţii noi și deformări plastice ale materialului. În figura de mai jos sunt reprezentate sub formă schematizată etapele descrise mai sus: În figura 6.1 este prezentat schematizat procedeul de bază încărcare-descărcare, însă acesta a suferit o serie de modificări datorate identificării pe cale empirică a intervalelor de timp și nivelelor de deformaţie ideale pentru determinarea corectă a termenilor ecuaţiei sursei de căldură.

În continuare vom descrie fiecare mărime fizică implicată în desfăşurarea testelor și mărimea corespunzătoare fiecăreia:

 Deformaţia

Aici este necesar să prezentăm două situații distincte: nivelul deformaţiei și amplitudinea oscilaţiei deformaţiei.

Nivelul deformaţiei -a suferit modificări pe timpul efectuării experimentelor. Nivelul minim a fost de 0,4 % iar cel maxim de 3,2%. Primele experimente s-au desfăşurat cu o variație a deformaţiei din 0,4 -0,4%, deoarece s-a analizat efectul termic înregistrat după fiecare ciclu.

Amplitudinea oscilaţiei deformaţiei -a fost aleasă pe baza a două ipoteze: I -aceasta trebuie să prezinte o valoare minimă care să stimuleze evoluția microstructurii în timpul tracţiunii ciclice; II -valoarea maximă posibilă pune în evidență cuplajul termoelastic, astfel cu cât amplitudinea oscilaţiei deformaţiei elastice este mai mare cu atât variaţia temperaturii datorată cuplajului termoelastic este mai mare.

În diagramele din figura 6.2. se prezintă variaţia amplitudinii temperaturii în funcţie de variația amplitudinii oscilaţiei elastice pentru un punct de pe suprafaţa probei. Poate fi precizat că evoluția amplitudinii oscilaţiei temperaturii în funcție de amplitudinea deformaţiei prezintă următorul comportament:

o amplitudine a temperaturii egală cu 0,15°C corespunde unei variaţii a amplitudinii oscilației de 0,150 mm;

o amplitudine a temperaturii egala cu 0,3-0,4°C corespunde unei variaţii a amplitudinii oscilației de 0,050 mm; -o amplitudine a temperaturii egala cu 0,1°C corespunde unei variaţii a amplitudinii oscilației de 0,010 mm; Totodată trebuie sa ţinem cont și de limitările maşina de tracţiune, astfel valorile deformaţiei și ale oscilaţiilor amplitudinii deformaţiei elastice se raportează și la acest lucru. De asemenea frecvența de încărcare trebuie să aibă o valoare care să respecte condiţiile adiabatice în care să se desfăşoare testele.

Temperatura

Valoarea corespunzătoare câmpului de temperatură a fost măsurată în zona utilă de pe suprafața probei, în timpul etapei 4 (figura 6.2). Rezoluţia termică a camerei este de 0,02°C iar frecventa de achiziţie este egală cu 436 Hz. Zona analizată de pe suprafaţa probei este constituită dintr-un număr de 80x60 de pixeli ( figura 6.3) iar rezoluţia spaţială a fiecărui pixel este de 0.36 mm, ceea ce reprezintă de fapt dimensiunea corespunzătoare unui pixel. Suprafaţa probei supusă analizei cu ajutorul detectorului infraroşu a fost mai înainte vopsită uniform pe întreaga suprafaţă cu o vopsea de culoare neagră și opacă. Astfel proba noastră poate fi caracterizata ca fiind un corp negru iar emisivitatea termică a acesteia este apropiata de 1. Vopseaua a fost aplicata cu câteva momente înainte de efectuarea testului cu scopul de a înlătura apariţia unor microfisuri datorate uscării acesteia în timpul testelor. Mai înainte de aplicarea vopselei, proba se curăță de impuritățile ce ar putea împiedica aderarea vopselei la suprafaţa probei. În figura de mai jos este prezentată o probă proaspăt vopsită și înainte de vopsire.

Figura 6.4 -Proba înainte si după aplicarea vopselei

Frecvența de achiziţie nu trebuie sa fie un multiplu întreg al frecvenței de încărcare, dacă acest lucru se produce, analiza efectuată va fi perturbată. În cazul testelor efectuate f a = 436 Hz este frecvența camerei iar f l = 13 Hz este frecvența de încărcare a maşinii de tracţiune. Înregistrarea datelor termice nu s-a sincronizat cu încărcarea mecanică, cu toate că sincronizarea acestora ne oferă informații importante despre starea în care se află proba la momentul tracţiunii.

 Căldura latentă de transformare. În cazul în care proba studiată se află în stare austenitică la temperatura efectuării testelor (temperatura camerei), transformarea austenită-martensită ce se produce datorita tensiunii aplicate în timpul ciclajului mecanic este responsabilă de apariţia căldurii latente. Aliajele care se găsesc în stare martensitică la temperatură ambiantă nu produc căldură latentă. Transformarea unei variante de martensită în alta va produce o disipare termică ale căror valori sunt net inferioare celor produse de căldură latentă.

Deoarece în literatura de specialitate nu s-au găsit modele pe care să le folosim în cazul încărcării mecanice și apariţiei cuplajului termoelastic, au fost necesare efectuarea de determinări empirice pentru determinarea valorilor parametrilor de timp și deformaţie. Astfel, în cele ce urmează, sunt prezentate schematizat modelele utilizate.

Procesul de încărcare prin ciclare multiplă

Experimentele efectuate au fost produse în patru etape diferite astfel:

 în prima etapa au fost testate 3 probe din AMF Cu-Zn-Al. Compozițiile chimice ale eșantioanelor alese pentru determinarea parametrilor de timp și deformație se situează la extremitățile, respectiv mijlocul compoziţie chimice ale probelor fabricate. Aceste trei probe au fost probe de "sacrificiu", cu ajutorul cărora s-au determinat parametrii temporali, nivelul deformației și amplitudinea oscilației deformației impuse pentru obţinerea unor rezultate corecte. Acest proces se referă de fapt la utilizarea mai multor deformaţii succesive în următoarea ordine: din 0,4 în 0,4% deformaţie până la o deformaţie maximala de 3,2%. După fiecare nivel de deformație impus are loc un ciclaj cu o anumită valoare a amplitudinii deformației oscilației.

Pentru prima proba,notată cu P1 seria experimentală de încărcare mecanică efectuată este prezentată în schema următoare: În descrierea schematizata de mai sus au fost efectuate 3 teste diferite pentru această probă. Primul test a constat în efectuarea a 4 serii de ciclaje mecanice din 0,4 în 0,4 % cu o amplitudine maximală a oscilaţiei Δε max de 0,1 % ce reprezintă 0,035 mm din lungimea utilă a probei și o deformaţie maximală ε max egal cu 1,6 %. Prin lungime utilă a probei se înţelege suprafaţa totală a probei mai puțin suprafaţa acoperită de flanșele de prindere cu ajutorul cărora se fixează proba în bacurile maşinii de tracţiune.

Frecvența de încărcare a fost de 13Hz iar durata unui ciclaj este de 20 de secunde rezultând un număr total de cicluri de încărcare egal cu 260.

Pentru a doua probă, notată -P 8 -schema experimentală de încărcare mecanică este prezentată mai jos: Figura 6.6. Reprezentarea schematică a primei serii de încercări mecanice (deformaţie în funcţie de timp pentru a doua probă testată)

Pentru cea de-a doua proba testată au fost urmați aceeaşi paşi ca la testul anterior, diferenţa constă în amplitudinea deformaţia maximală la care a fost dublată de la 0,1% la 0,2 % ceea ce reprezintă 0,07 mm din lungimea utilă totală a probei. Această modificare a amplitudinii oscilaţiei este aplicată deoarece prima amplitudine a oscilației a fost considerată prea mică pentru evidenţierea cuplajului termoelastic.

De altfel, deformaţia permanentă a fost mai mare după prima serie de încercări datorită deformaţiei maximale dublate. Astfel pentru a doua și a treia serie de teste punctul 0 al deformaţiei a fost stabilit fiind aproximativ 1,2%.

Pentru cea de-a treia probă, notată P26-schema arată ca în figura 6.7.: Figura 6.7. Reprezentarea schematică a primei serii de încercări mecanice (deformaţie în funcţie de timp pentru a treia probă)

În cazul celei de-a treia probe testate, notată P26 au fost efectuate patru teste, primele două prezintă aceeași amplitudine a oscilației deformației Δε max ( 0,1%), testul al treilea este făcut la Δε max =0,15% iar testul patru la o amplitudine a oscilaţie de 0,2%. De asemenea și în cazul acestei probe deformaţia plastică suferită a fost mai mare în urma primului test, iar toate celelalte trei teste au început de la 2% deformație, astfel în aceste cazuri putem afirma ca ε max = 1,2 %. După prima serie de experimente pentru determinarea empirică a parametrilor temporali și nivelului Δε max optim și prelucrarea ulterioară a datelor (termice și mecanice înregistrate în timpul testelor) pentru determinarea formei curbei tracţiune-deformaţie, identificarea buclelor de histerezis și a disipării mecanice din timpul testelor s-au trasat următoarele concluzii:

-prima serie de experimente a fost făcută ţinând seama că scopul studiului nostru este de a analiza răspunsul oferit de proba în timpul primului ciclaj, de a face comparaţia cu ciclajele ulterioare, de a analiza disiparea mecanică și de a studia histerezisul; -s-au efectuat diferite teste de încărcare mecanică urmărite cu ajutorul camerei cu infraroşu în vederea studierii câmpului de căldură și extragerii disipării mecanice; -variaţia amplitudinii oscilaţiei deformaţiei elastice pentru obţinerea răspunsului dorit a fost determinată pe cale empirică si a fost stabilita ca având o valoare de 0,15%; Experimentele ce au urmat au avut ca rezultat determinarea parametrilor optimi, aceştia fiind reprezentați în imaginea de mai jos: Figura 6.8. Descrierea procedurii de măsura a căldurii disipate în timpul testelor de încercări mecanice În figura 6.8. este descrisă procedura experimentală de studiu a probelor din aliaj Cu-Zn-Al și intervalul de timp corespunzător fiecărui stadiu al încercării mecanice. În cele ce urmează vom detalia procedura experimentală: a) fiecare dintre cele trei teste are loc prin impunerea unei deformaţii a probei, deformaţie ce are rol pe de o parte pentru probele austenitice de transformare parţiala a austenitei în martensită(martensita indusa prin tensiune) iar pe de alta parte o demaclare a martensitei pentru probele martensitice la temperatură ambiantă. Deformarea macroscopică pentru cele trei teste a fost de : 1, 2 și 3,2%; b) un timp de aşteptare este folosit după fiecare încărcare monotonă. Deoarece în timpul deformaţiei probei ( în stare austenitică) are loc o degajare de căldură latentă care schimbă temperatura la suprafaţa probei sau (probă martensitică) proba se va încălzi datorită reorientărilor martensitice ce au loc cu producere de căldura (efectul termoelasticității). Astfel pentru această etapa s-a considerat un interval de timp egal cu 160 secunde pentru ca temperatura de la suprafaţa probei sa revină la valorile temperaturii mediului ambiant; c) o deplasare ciclică este impusă maşinii de tracţiune. Mişcarea este produsa în jurul poziţie de echilibru. Frecvența de încărcare are valoarea de 13 Hz iar amplitudinea deformaţie are valoarea de 0,15 %. Durata ciclajului este de 180 secunde, interval în care temperatura în timpul ciclajului poate fi stabilizată și se poate măsura cu exactitate τ.

d) procesul de descărcare reprezintă ultima etapă a circuitului mecanic. Acesta se realizează întrun timp destul de scurt de 3 secunde, în urma căruia tensiunea exercitata asupra probei este eliberata.

Amplitudinea oscilaţie deformației a fost aleasă pentru a îndeplinii doua condiţii:

 aceasta trebuie sa fie suficient de mică pentru a produce o singură configuraţie martensitică în timpul procesului de încărcare ciclică și trebuie să se evite deformaţiilor plastice produse de o amplitudine mare;

 valoarea amplitudinii oscilaţiei deformației nu trebuie sa fie nici prea scăzută deoarece se doreşte punerea în evidenta a cuplajului termoelastic. La valori prea mici ale amplitudinii deformației acesta nu apare.

Astfel dacă vom avea amplitudinii mari ale oscilaţiei deformaţiei elastice a probei se observă la suprafaţa probei creșterea variaţia amplitudinii temperaturii datorita cuplajului termoelastic. Frecvența de încărcare f L trebuie să fie suficient de mare pentru a îndeplini condiţiile adiabatice. De asemenea alegerea Δε max și f L sunt condiţionate de limitele fizice ale maşini de tracţiune.

Analiza disipării energiei în timpul testelor de încercare

Scopul acestui studiu este de a determina aliajul cu compoziţia chimică care disipă cea mai mică cantitate de căldură în timpul testelor de tracţiune. De asemenea datorită numărului mare de probe testate s-au efectuat reprezentări ale disipării energiei mecanice în funcţie structura tipică probei și s-a încercat determinarea unei legături dintre cantitatea de căldură disipată și compoziţia chimică a aliajului studiat.

Din totalul de 40 probe fabricate ce prezintă compoziție chimică diferită, 3 dintre ele au fost 'sacrificate' pentru determinarea parametrilor ideali de efectuare a testelor. Din totalul probelor fabricate, au fost testate o parte dintre ele [START_REF] Patoor | Potentiel pseudoelastique et plasticite de transformation martensique dans ies mono -et polycristaux metaliques[END_REF]. Cele înlăturate prezentau compoziții chimice apropiate una de alta. În cele ce urmează vor fi descrise rezultatele obţinute în urma prelucrării datelor termico-mecanice înregistrate prin intermediul softului MATLAB.

Determinarea amplitudinilor de temperatură și ale sursei de căldură pentru probele în stare austenitică și martensitică la temperatură ambiantă

În urma testelor de ciclaj și cu ajutorul cuplajului maşină de tracţiune-cameră cu infraroşu am au în structură în diverse proporții martensită și austenită la temperatura camerei. Determinarea microstructurii tipice unei probe s-a realizat prin analiză termică. În funcţie de cantitatea de căldură degajată sau absorbită în momentul începerii ciclajului putem determina dacă o proba se găseşte în stare martensitică sau austenitică la temperatura mediului ambiant.

Este cunoscut faptul că un aliaj care se află în stare austenitică la temperatură ambiantă, în timpul ciclajului se transformă în martensita indusă prin tensiune ceea ce va degaja o cantitate mare de căldura latentă. Pe când în cazul in care proba este în stare martensitică la temperatura ambiantă nu se mai produce degajare de căldura latenta ca urmare a transformării de fază ci cantitatea de căldura disipată este datorată reorientării martensitei sau transformării unei variante de martensită în alta. Reacţia produsă în timpul transformării austenită-martensită este una endotermă, în urma căreia temperatura la suprafaţa probei va scădea. Cazul unei probe în stare austenitică determinata prin analiza termică este cel prezentat în figura de mai jos. Figura 6.9. Răspunsul termic în timpul ciclajului al unei probe austenitice în timpul transformării de fază În figura de mai sus este descris fenomenul de transfer termic ce se produce în timpul testelor mecanice la care este supusă proba. Din analiza datelor termice înregistrate cu camera cu infraroşu și prelucrate cu Reacţie endotermă ajutorul programului Matlab deducem că epruveta supusa testului se găseşte în stare austenitică la temperatura ambiantă. Graficul de mai sus prezintă variaţia temperaturii înainte de ciclaj. Temperatura marchează o scădere la debutul ciclajului deoarece are loc o reacţie endoterma, reacţie caracteristică transformării de fază austenită-martensită. Cea de a doua reprezentare grafică descrie evoluţia sursei de căldura în timpul testului de încărcare mecanică. Cu ajutorul acesteia se analizează evoluţia câmpului de căldura în timpul testelor și se determină cantitatea de căldura disipată. În acest mod au fost analizate fiecare dintre probele testate și au fost identificate ca fiind austenitice, martensitice sau amestec ale acestor doua faze. Rezultatele obţinute vor fi comparate cu rezultatele analizelor microstructurale ce vor fi efectuate. Corelarea rezultatelor va fi prezentată va fi prezentată la finele acestui capitol.

În cazul probelor martensitice temperatura la debutul ciclajului va înregistra o creştere datorită cuplajului dintre deformaţia elastică și temperatură. În imaginea de mai jos este descrisă evoluţia temperaturii la suprafaţa unei probei martensitice la debutul ciclajului mecanic. Figura 6.10. Evoluţia temperaturii în cazul unei probe martensitice la temperatură ambiantă Figura 6.10. descrie evoluţia temperaturii, respectiv a sursei de căldură la suprafaţa unei probe din AMF Cu-Zn-Al în timpul ciclajului mecanic. Remarcăm tendinţa de creştere a temperaturii la începutul ciclajului. Proba se găseşte în stare martensitică la temperatură ambiantă. Creşterea temperaturii este pusă pe seama cuplajului termoelastic. Cuplajul termoelastic produce o oscilație a temperaturii cu aceeaşi frecvență cu o frecvență egală cu cea a deformaţiei elastice, dar în opoziţie de fază. Camera cu infraroşu are o rezoluţie termică de ordinul câtorva sutimi de grad și datorită prelucrării datelor termice cu ajutorul transformatei discrete Fourier, rezoluţia amplitudinii de temperatura este de ordinul a câtorva miimi de grade. Reprezentarea grafica a evoluţiei variaţiei amplitudinii de temperatura în timpul ciclajului mecanic arată ca în figura 6.11. Aceasta descrie doua situaţii distincte pentru probele austenitice la temperatură ambiantă:

-imaginea superioara descrie variaţia amplitudinii temperaturii la suprafaţa probei și tendinţa temperaturii în timpul ciclajului. În partea dreaptă este arătata oscilaţia amplitudinii temperaturii pe un anumit interval de timp. Se doreşte evidenţierea picurilor și determinarea oscilației amplitudinii de temperatură. În domeniul ales amplitudinea temperaturii este de aproximativ 0,5 °C iar picurile se afla temperaturii la suprafaţa unei probei martensitice la debutul ciclajului mecanic. aproape integral în domeniul temperaturilor pozitive. Tendinţa temperaturii la exteriorul probei este de creştere uşoara datorită energiei produse în timpul transformării de fază și producerii de căldură latentă. Pentru descrierea evoluţiei temperaturii și a sursei de căldură la suprafaţa unei probe în stare martensitică le temperatura ambiantă s-a realizat în cele ce urmează. O proba în stare martensitică a fost testată iar rezultatul obţinut este prezentat în figura 6.12. În imaginea de mai sus este descrisă evoluţia amplitudinii temperaturii în timpul ciclajului. Amplitudinea temperaturii măsurată(0,025°C) este mult mai mică pentru proba martensitică în comparație cu cea austenitică. Se observa tendinţa stabilizării amplitudinii temperaturii după un anumit interval de timp care poate fi explicată prin reorientări ale plăcilor de martensită și transformări ale unei variante. În interiorul probei se întâlneşte o varianta orientată preferențial în sensul de acţiune al tensiunii.

În imaginea de mai jos din figura 6.12. este descrisă evoluţia amplitudinii sursei de caldura la o amplitudine a oscilaţiei deformaţiei elastice de 0,15 % într-un interval de 180 de secunde. În timpul acestui test valoarea amplitudinii sursei de caldura a avut valori mici de ordinul 0,003 °C.

Încărcarea mecanică

Probele testate au urmat aceeaşi procedura. Temperatura ambiantă a fost considerată egală cu 25 ± 0.1°C. Proba a fost fixată în dispozitivul de prindere al maşinii de tracţiune (MTS ± 15 kN). Procedura de încărcare mecanică constă în trei teste. Se propun valori maxime ale deformaţiei egale cu 1 %, 2 % și 3.2 % succesiv. Amplitudinea deformaţiei și frecvența de încărcare au fost aceleaşi pentru toate cele trei etape: ± 0.05 % și 13 Hz. Întoarcerea la tensiune nulă a fost aplicată după fiecare etapă. Scopul a fost de a observa care dintre nivelele de deformaţie ale încărcării ciclice influenţează mai puternic disiparea mecanică. Procedura de încărcare mecanică la care au fost supuse probele este prezentată schematic în figura 6.13. Acesta încărcare a fost aplicată timp de 10 s, pana la atingerea valorii corespunzătoare deformației maximale. Fenomenul fizic produce creşterea temperaturii în eşantion. Pentru proba martensitică la temperatura ambiantă, sursa de căldură din interiorul aliajului studiat este reprezentată de cuplajul termoelastic. Acesta face valoarea temperaturii sa scadă uşor în timpul acestui stadiu, după care crește puternic datorita reorientării martensitice (fenomen exotem). Acest fenomen a fost observat cu ajutorul camerei termice IR (observaţii suplimentare sunt prezentate în 6.4).

 Stadiul 2 -menţinem un nivel al deformaţiei ε constant, într-un anumit interval de timp.

Deoarece disiparea mecanică induce variaţii foarte mici ale temperaturii, este necesar să se atingă echilibrul termodinamic eşantion-mediul înconjurător înainte de începerea ciclajului mecanic. În această fază se utilizează camera cu infraroşu IR pentru controlul temperaturii. A fost necesar pentru atingerea echilibrului un interval de timp de 160 de  Stadiul 3 -se aplică o încărcare ciclică la o amplitudine a oscilaţiei de 0.05% și o frecvență de încărcare (f î ) de 13 Hz. Amplitudinea maximă este notată cu ε max și este menținută 180 de secunde. Prelucrarea datelor pentru determinarea valorilor disipării mecanice din variaţiile de temperatură este descrisă în capitolul 6.3 .

 Stadiul 4 -eşantionul a fost la final descărcat în 3 secunde. Figura 6.14. Curba tensiune-deformaţie pentru un eșantion martensitic Figura 6.14 arată un exemplu de răspuns mecanic obţinut de la eşantionul din aliajul Cu-16.24Zn-14.84Al % at., întoarcerea la tensiune nulă nu este prezentată. Poate fi observată o scădere progresivă a tensiunii în timpul celui de-al 2-lea stadiu, unde menţinem încărcarea de la primul stadiu constantă. Acest fenomen este datorat întoarcerii la temperatura mediului ambiant, care provoacă o transformare de fază, rezultată dintr-o aparentă relaxare a tensiunii, vezi [START_REF] Delpueyo | Applying infrared thermography to experimentally evidence martensitic microstructures in a Cu-Al-Be shape-memory-alloy single crystal[END_REF].

Determinarea temperaturii

Filmul termic înregistrat a fost măsurat în timpul testelor cu o camera IR, model Cedip Jade III-MWIR. Secţiunea destinată măsurării temperaturii la suprafața fiecărei probe, a fost vopsită cu vopsea mată de culoare neagră, cu câteva momente înainte de începerea testelor, deoarece se doreşte obţinea unei emisivități apropiate de 1. Acest strat fin de vopsea a fost aplicat în mod uniform pe suprafaţa probei. O alta măsură de precauţie a fost aceea de a acoperi camera și eşantionul cu ajutorul unei anvelope din carton rigid, cum este descris în [START_REF] Dunand-Chatellet | Experimental analysis of the fatigue of shape memory alloys through power-law statistics[END_REF]. Aceasta anvelopă limitează puternic influența provocată de convecţia ce se poate produce în timpul testelor.

Frecvența de achiziţie a datelor a fost de 147 Hz pentru ambele probe cu scopul de a observa fenomenele ce apar în timpul ciclului de încărcare. Deoarece frecvența de încărcarea a fost de 13 Hz, mai mult de 10 puncte/ciclu sunt disponibile analizei, acestea oferindu-ne posibilitatea investigaţiilor asupra fenomenelor ce apar in timpul fiecărui ciclu. S-a efectuat un al doilea set de teste, pe proba martor a fiecărei probe pentru care fiecare imagine înregistrată a fost o medie a 50 de imagini succesive, conducând la o frecventa a achiziţiei de 3 Hz.

Această aproximare ne oferă posibilitatea de a îndepărta oscilaţiile ciclice ale temperaturii (vezi Secţiunea 6.3) și conduce la filtrarea directă a semnalului termic și la observarea mai clară a tendinţei generale a temperaturii în timpul ciclajului. Această mediere ne oferă o alternativă practică: înregistrarea unei cantități mai mici de fişiere, care pot fi mult mai uşor de prelucrat.

Pentru fiecare eşantion, evoluţia câmpului de temperatura a fost captată la suprafaţa zonei de analiză. Rezoluţia termica este îmbunătățită printr-o mediere a câmpului de temperatură peste întreaga secţiune din suprafaţa analizată. Valorile disipării mecanice în cazul AMF-urilor sunt foarte mici iar analiza variațiilor de temperatură este cea mai importantă. În concluzie, mediind temperatura peste secţiunea suprafeţei de analiză, am obținut o valoare a rezoluţiei de temperatură de 0.001 °C, ceea ce ne conferă posibilitatea detectării efectului foarte mic produs de disiparea mecanică. Semnalul termic procesat a fost studiat pentru stadiul 3 al încărcării ciclice. Acesta este prezentat în secţiunea următoare.

Prelucrarea datelor experimentale

Datele înregistrate in ceea ce priveşte variaţia temperaturii in timpul pasului 3 au fost procesate pentru deducerea evoluţiei disipării mecanice. Prelucrarea se bazează pe utilizarea ecuaţiei de difuziune a căldurii. Obiectivul a fost de a extrage sursele de căldura din variația temperaturii si in mod special de a extrage partea sursei de căldura corespunzătoare disipării mecanice.

Simplificarea ecuaţiei difuziei de căldura

Ecuaţia difuziei de căldură în 3D poate fi redusa la formularea în 0D, care poate fi folosita când sursa de căldura este uniform distribuita la suprafaţa probei. Aceasta constă în medierea valorii variaţiei de temperatură asupra secţiunii studiate a probei pentru estimarea sursei de căldura degajată sau absorbită de probă. Această aproximare poate fi întâlnită și în [120-123, 105, 108]. Ecuaţia poate fi scrisă astfel: τ a fost măsurat în timpul întoarcerii la temperatura de echilibru a probei. τ este egal cu 18 s pentru toate eşantioanele. Pentru a obţine sursa de căldura măsurată in °C este necesara divizarea acestei ecuaţii la c  , astfel termenul sursei de căldură va fi măsurat în °C/s. În ecuaţia 6.1 este calculată evoluţia sursei de căldură s(t) funcţie de evoluţia variaţia temperaturii Θ(t). Sursa de căldura este compusa din mai mulţi termeni (sursa cuplajului termoelastic, sursa căldurii latente și disiparea mecanică). În subcapitolul următor se explică extragere disipării mecanice în timpul testelor de ciclaj.

Extragerea disipării mecanice

Sursa de căldura poate fi compusa din trei părţi: căldura produsă de cuplajului termoelastic, căldura latentă datorata transformării de fază, daca există, și disiparea mecanică. Procedeul prin care se obține disiparea mecanică în cazul încercărilor mecanice ciclice este bazat pe următoarele considerente :  Căldura produsă de cuplajul termoelastic este egală cu zero pentru un ciclu mecanic. De altfel sursa de căldura este scrisă sub forma: -αT ∂σ/∂t, unde α este coeficientul de expansiune termală al materialului, T temperatura exprimata în Kelvin, este aproape constanta pentru variaţii ale temperaturi de câteva zecimi de grad și σ este suma tensiunilor principale al tensorului tensiunilor (egala pentru componenţii tensiunii uniaxiale) [START_REF] Bubulinca | A new method to determinate phase transformation in shape memory alloys: infrared thermography[END_REF]. Aceasta este negativă atunci când tensiunea crește și pozitivă atunci când tensiunea scade. De aici se desprinde următoarea consecinţă: sursa de căldură și temperatura oscilează cu aceeași frecvență ca și încărcarea .

 Căldura latentă este de asemenea egală cu zero în timpul unui de ciclu mecanic. De altfel sursa căldurii latente este pozitivă daca tensiunea crește (transformare de faza a A→ M) și negativă când tensiunea scade (transformare de faza a M→A). În concluzie, sursa de căldură oscilează cu aceeaşi frecventa cu încărcarea. Mai mult de atât, variaţia deformaţiei transformării este proporţionala cu variaţia fracţiunii de martensită formată. Aceasta este integrată pe un ciclu mecanic și este egala cu zero. Temperatura oscilează de asemenea cu aceeaşi frecvență cu încărcarea. În regim staţionar, variaţia temperaturii datorate transformării de faza oscilează in jurul lui zero. Aceste aspecte nu corespund probelor în stare martensitică la temperatura ambianta, din moment ce nu are loc producerea de căldură latentă caracteristică transformării de fază. Totodată martensită reorientată nu produce căldură latentă.

Ca urmare a celor prezentate mai sus, căldura produsă de AMF în timpul unui ciclu este de aşteptat sa provină numai datorită disipării mecanice. Pe de alta parte, în regim staţionar, valoarea medie a oscilaţiei temperaturii este de aşteptat sa se datoreze numai disipării mecanice.

. Considerații privind analiza rezultatelor experimentale

Înainte de a analiza rezultatele în timpul încărcării ciclice, în această parte ne propunem să analizăm răspunsul termic în timpul stadiului 1 (încărcare uniformă). În plus, aceste observații sunt utile pentru determinarea stării inițiale martensitice sau austenitice a eșantioanelor testate. Răspunsurile termice ale celor două tipuri de probe sunt reprezentate grafic în figura 6.15. Aceste două probe prezintă un tip diferit de răspuns care poate fi identificat și interpretat:

1 -pentru proba martensitică M (figura 6.15-a), răspunsul termic descrie un eșantion în stare martensitică. Într-adevăr, în acest caz, variația temperaturii este cauzată de doi termeni ai sursei de căldură: cuplajul termoelastic al sursei de căldură și disiparea lui mecanică. Temperatura scade ușor la începutul încărcării datorită cuplajului termoelastic. Apoi, valoarea temperaturii crește ușor din cauza disipării mecanice, care este suprapusă la sursa de căldură a cuplajului termoelastic. Disiparea mecanică poate fi atribuită procesului de reorientare a martensitei care are loc la un anumit nivel de tensiune. 2 -pentru proba austenitică -A (figura 6.15-b), răspunsul termic este tipic pentru un AMF în stare austenitică la începutul încărcării. Variația de temperatură este cauzată de cei trei termeni ai sursei de căldură prezentați mai sus: sursa de căldură datorată cuplajul termoelastic, disiparea mecanică și sursa de căldură latentă. Aceasta din urmă corespunde unei surse de căldură pozitive și ridicate atunci când are loc transformarea AM. Pentru primul nivel de deformare (ε = 1%), efectul sursei de căldură datorată cuplajului termoelastic este vizibil la începutul încercării. Apoi temperatura crește, deoarece apare martensita. Amplitudinea creșterii temperaturii devine cu atât mai importantă cu cât nivelul de deformare crește. Acest fapt este normal, deoarece nivelul apariției martensitei induse prin tensiune crește. Începutul stadiului 2, pentru care deformația este menținută constantă, este de asemenea vizibil:

temperatura începe să scadă și să revină la temperatura mediului ambiant (întoarcerea completă durează aproximativ un minut). În figura 6.16 b) este descrisă structura tipică austenitică a probei Cu-Zn 13.7 -Al 14.34 at. Analiza microstructurală relevă rezultat similar celui prezentat în urma analizei sursei de căldură corespondente.

Analiza ciclajului termomecanic

Rezultatele în timpul încărcării ciclice pentru o frecvență de încărcare de 13 Hz sunt prezentate și analizate, folosind frecvența camerei stabilită la 150 Hz (subcapitolul 6.5.1), apoi la 3 Hz (secțiunea 6.5.2). O procedură adecvată de filtraj a fost folosită în ultimul caz.

Rezultatele pentru frecvență camerei de 150 Hz

Figura 6.17 prezintă rezultatele în timpul primelor 15 secunde de încărcare ciclică (Stadiul 3) pentru ε = 1%, folosind o frecvență a camerei cu IR egală cu 150 Hz.

Această analiză ne permite să comparăm răspunsurile termice Θ(t) ale probei martensitice și ale probei austenitice la începutul încercării. Pot fi făcute următoarele remarci:  Proba martensitică-M (figura 6.17-a-sus), se poate observa că temperatura crește imediat ce începe încărcarea ciclică: Θ > 0.

Acesta se datorează cuplajului termoelastic. Într-adevăr, primul ciclul mecanic începe cu o scădere a deformației ( figura 6.13): ∂σ/∂t< 0. Acest fapt conduce la o valoare pozitivă a sursei de căldură datorată cuplajului termoelastic: -αT∂σ/∂t>0 . Ca rezultat, primul ciclul începe printro creștere a temperaturii. Apoi variația tensiunii duce la o oscilație a temperaturii. Deoarece temperatura in timpul primului ciclu este mai mare decât temperatura ambiantă are loc schimb de căldură între probă și mediul exterior(reacție exotermă).

Deci, în timpul ciclurilor, temperatura medie ar trebui să scadă progresiv și să revină la temperatura ambiantă, dacă nu a avut loc nici o disipare. Însă se observă clar că temperatura globală crește ca urmare a disipării mecanice.

 Pentru proba austenitică A(figura 6.17-b-sus), se poate observa că temperatura scade imediat ce începe încărcarea ciclică: Θ<0. Acesta indică faptul o parte a căldurii latente este absorbită de aliaj. Într-adevăr, primul ciclu mecanic începe printr-o scădere a tensiunii care poate fi explicată la nivel microstructural în transformarea MA (fenomen endoterm): sursa de căldură latentă negativă este suprapusă sursei termice pozitive a cuplajului termoelastic, dar cu o amplitudine mai mare din moment ce se observă scăderea temperaturii. Apoi oscilația tensiunii duce la o schimbare A↔M. În măsura în care temperatura este mai mică decât temperatura mediului ambiant pentru primul ciclu, eșantionul primește căldură din exterior. Deci, temperatura medie pe cicluri ar trebui să crească în mod progresiv și să revină la temperatura ambiantă: variația Θ ar trebui să tindă treptat către o oscilație în jurul valorii de zero. Se poate observa că la sfârșitul primelor 15 secunde, valoarea medie a Θ pentru un ciclu nu este nulă, acest lucru va fi confirmat la punctul 6.5.2 care arată variația temporală pentru 180 secunde, fapt ce evidențiază prezența unei disipări mecanice produsă de aliajul Cu-Zn-Al în timpul ciclurilor. Pot fi făcute unele observații privind variația sursei de căldură s(t) deduse din schimbările variației de temperatură Θ(t) folosind ecuația 1( figura 6.16-b-jos pentru proba M și figura 6.16-b-jos pentru proba A). În ambele cazuri, sursa de căldură oscilează cu aceeași frecvență cu încărcarea, dar în opoziție de fază. În plus, valoarea medie a surselor de căldură peste ciclurile mecanice este aproape de zero observat cu ochiul liber. În conformitate cu concluzia de la punctul 6.3.2, media variației surselor de căldură pe parcursul mai multor cicluri ar trebui să ofere valoarea disipării mecanice. Cu toate acestea, deoarece ordinul de mărime al disipării mecanice este mult mai mic decât ordinul de mărime al amplitudinii surselor de căldură ale cuplajului termomecanic [116] [START_REF] Dunand-Chatellet | Experimental analysis of the fatigue of shape memory alloys through power-law statistics[END_REF], rezoluția nu este suficientă pentru a extrage cu precizie disiparea mecanică. Această problemă este rezolvată prin utilizarea frecvenței camerei cu IR egală cu 3 Hz și un filtraj corespunzător. Întreaga durată a stadiului 3 este prezentată în figura 6.18 și este egală cu 180 s. O creștere bruscă a temperaturii se observă încă de la începutul încărcării ciclice. Acest lucru este realizat datorită filtrajului creat prin mediere temporală (temperatura medie pe parcursul primului ciclu este instantaneu pozitivă). Apoi temperatura crește încă aproximativ 60 de secunde și la final se stabilizează. Datorită mediei temporale, variația în timp a disipării mecanice este dedusă direct din variația schimbărilor de temperatură cu ajutorul ecuației 6.1. Rezultatul este prezentat în figura 6.18-b.

Vârful inițial trebuie să fie eliminat din analiză (a se vedea comentariul de mai sus în ceea ce privește variația temperaturii medii a primului ciclu care este imediat pozitiv cu condițiile de achiziție utilizate). Se poate observa că disiparea mecanică este aproape constantă în funcție de timp. În practică, aceasta înseamnă că suma dintre dΘ/dt și Θ/σ rămâne constantă pe ciclurile mecanice. În special, în starea de echilibru, cum dΘ/dt = 0, valoarea este dată de Θ/σ ≈0.17/18≈0.009°C/s. Se obține o disipare mecanică medie egală cu 0,0096°C / s. Tabelul 6.1 prezintă valorile disipării mecanice obținute pentru ambele probe și cele trei niveluri de deformare. Se poate observa că același ordin de mărime este obținut în fiecare caz și că disipare mecanică scade ușor când ε crește . Pentru proba martensitică (M), acest rezultat poate fi explicat prin faptul că variantele de martensită se reorientează progresiv atunci când nivelul deformației crește. Deoarece disiparea mecanică este de așteptat să fie parțial legată de mișcarea interfețelor dintre variantele de martensită, este destul de că disiparea mecanică scade atunci când interfețele devin mai puțin solicitate și crește atunci când acestea sunt mai puternic solicitate. Pentru eșantionul austenitic la începutul încercării, disiparea mecanică nu poate fi explicată atât de simplu . Acest fapt ar trebui să fie investigat în continuare într-un studiu separat dedicat corelației dintre compoziția chimică, starea probei înainte de testare, martensitică sau austenitică și disiparea mecanică.

Concluzii

În acest capitol a fost prezentată metoda prin care s-a determinat disiparea mecanică în timpul testelor de încercări mecanice la care au fost supuse eșantioane de AMF Cu-Zn-Al în condiții normale de presiune și temperatură. Este cunoscut faptul că AMF prezintă o bună reversibilitate a transformării de fază în stare solidă.

Energia termică asociată ireversibilității mecanice a transformării de fază prezintă valori foarte mici în comparație cu termenii sursei de căldură cum ar fi cel al cuplajul termoelastic și sursa căldurii latente.

Procedura experimentală prezentată în acest capitol este bazată pe termografia în infraroșu, tehnică este utilizată la măsurarea și analizarea disipării mecanice în AMF supuse la ciclaj mecanic.

Experimentele au fost efectuate pe două probe de aliaj Cu-Zn-Al cu microstructuri diferite: martensitică și austenitică, fiecare dintre ele oferind răspunsuri termice diferite.

Determinarea disipării mecanice are implicații majore în aplicații industriale. Modelul experimental prezentat poate fi folosit pentru AMF ce prezintă diferite compoziții chimice.

Determinările câmpurilor de căldură cu ajutorul camerei cu IR oferă informații importante asupra fenomenelor ce se produc la nivel microstructural. Astfel, sursa energiilor emise sau absorbite la un moment dat este datorată transformărilor structurale. Corectitudinea rezultatelor obținute a fost verificată prin analiză microstructurală.

Corelația dintre compoziția chimică și ireversibilitatea trasformării poate fi stabilită la nivel teoretic astfel: nivelul incompatibilității microstructurale dintre faze este o funcție a parametrilor rețelei [6,[START_REF] Balandraud | Relaxation and creep phenomena in shape memory alloys. part II: stress relaxation and strain creep during phase transformation[END_REF] iar aceștia din urmă sunt în strânsă legătură de compoziția chimică.

Aplicațiile care necesită o durată lungă de viață a efectului de memorie sau superelasticitate au nevoie de AMF cu o ireversibilitate mecanică scăzută a trasformării de fază.

În mod contrar, aplicațiile ce solicită înalte proprietăți de amortizare au nevoie de AMF cu o ireversibilitate mecanică ridicată.

CAPITOLUL 7 -INFLUENȚA COMPOZIȚIEI CHIMICE ASUPRA DISIPĂRII MECANICE

Înaintea efectuării acestei analize s-au determinat parametrii termo-mecanici optimi. Aceste determinări constau în efectuarea de încercări prin variația timpilor caracteristici fiecărei etape de încărcare mecanică și repaus, modificarea deformației maximale la care au fost supuse probele și a intervalelor caracteristice deformației unde are loc ciclajul. După identificarea acestor parametrii se efectuează testele termo-mecanice de ciclaj, sunt prelucrate datele înregistrate și se determină disiparea mecanică unui anumit interval de deformare și se compară rezultatelor obținute. Stabilirea procedurii de măsurare a disipării mecanice, în capitolul anterior, ne permite stabilirea corelației dintre compoziția chimică și disiparea mecanică caracteristică fiecărui eșantion. În final sunt trasate principalele concluzii.

Influența compoziției chimice asupra disipării mecanice

Orice proces de deformaţie este asociat unei surse de căldura produsa sau absorbită de către material.

Această sursă de căldura poate fi împărţită în 2 părţi:

 O parte este datorată cuplajului termomecanic: sursa cuplajului termoelastic, căldura latentă produsă în timpul transformării de fază. Aceasta sursa poate fi pozitivă sau negativă.

 Cealaltă parte este datorata ireversibilităţii mecanice. Aceasta se refera la disiparea intrinsecă sau disiparea mecanică. Orice schimbare produsa la nivel microstructural poate fi asociată disipării mecanice. Această sursă de caldura este întotdeauna pozitivă.

În această parte a capitolului este prezentată legătura dintre disiparea produsa de aliaje cu memoria formei în timpul transformării produse prin tensiune mecanica și compoziția chimică a acestora. De asemenea va fi făcută referire și la legătura disipare-compoziție-microstructură. Încercărilor experimentale folosesc termografia în IR pentru a măsura disiparea mecanică produsă de aliajele Cu-Zn-Al, supuse încercării mecanice ciclice uniaxiale, la temperatura mediului ambiant. În literatura de specialitate, acest model de studiu a fost folosit pentru a identifica limita de oboseala a otelurilor [START_REF] Yin | Temperature variation in NiTi shape memory alloy during cyclic phase transition[END_REF][START_REF] Delpueyo | Investigation of martensitic microstructures in a monocrystalline Cu-Al-Be shape memory alloy with the grid method and infrared thermography[END_REF]. Pentru aliajele cu memoria formei, în literatură, nu au fost identificate date care să vizeze acest studiu.

În capitolul anterior a fost prezentat studiul teoretic si experimental asupra determinării și măsurării evoluției câmpului de căldură, respectiv a disipării mecanice pentru aliajele cu memoria formei Cu-Zn-Al.

În acest capitol se măsoară disiparea mecanică testând 26 de probe cu compoziţie chimica diferită.

Obiectivul este acela de a trasă influenta compoziţiei chimice asupra disipării mecanice pentru diferite nivele de încărcare.

Acest capitol este structurat în trei părți: pregătirea probelor, procedura de testare și prelucrarea datelor experimentale.

Analiza legăturii disipare-compoziţie chimică, a probelor este efectuată în funcţie de poziţia pe care acestea o ocupă în diagrama Zn-Al ce prezintă spaţiul unde transformarea de fază A→M poate să apară [START_REF] Soligo | Non-generic concentrations for shape-memory alloys; The case of CuZnAl[END_REF].

Rezultatele obţinute sunt prezentate si discutate. Relaţia dintre compoziţia chimică și disiparea mecanică este stabilită la final.

Reversibilitatea transformării austenită-martensită, care apare în aliajele cu memoria formei este un element determinant al performanței mecanice ale acestor materiale. Termografia în infraroșu este utilizata în acest studiu pentru a măsura disiparea mecanică (disipare intrinsecă) produsă de probele AMF Cu-Zn-Al supuse la încercări mecanice ciclice și la temperatură constantă. Sursele de căldură produse de material pot fi deduse din variațiile de temperatură utilizând ecuația difuziei căldurii, după cum am prezentat în capitolul 6.4.1. Rezultatele obținute arată în mod clar că disiparea mecanică, care este produsă de eşantion, variază puternic cu compoziția chimică a eșantionului.

Pregătirea probelor

Probele testate în timpul acestui studiu sunt din AMF Cu-Zn-Al. Compoziţia chimică variază uşor de la un eşantion la altul pentru a exploata o zona a spaţiului compoziţiei AM, unde transformarea de faza poate apărea(vezi figura 7.1). Toate aliajele au fost fabricate utilizând aceeaşi tehnologie, constând în topirea și alierea materialelor într-un cuptor cu inducţie utilizând un creuzet din grafit. Procedura completă a fost descrisă în capitolul 4 și 5.1. Probele au fost suspuse unui tratament de călire, cu o încălzire pana la 750 °C, urmata de o răcire rapida pentru a obţine aliaje cu memoria formei. Aceasta procedura a fost aplicata în pachet, probele fiind fixate cu ajutorul unui sistem de prindere. Acest sistem a avut rolul de a fixa proba și a imprima forma corespunzătoare temperaturii înalte (austenitice). În lipsa acestui sistem de prindere probele riscau sa fie îndoite din cauza tensiunilor induse în probă în urma încălzirii. Răcirea a fost făcuta în aer. Aceasta răcire a fost efectuata cu rolul de a obţine martensita autoacomodantă. Pentru evitarea alunecării probelor în timpul testelor s-au ataşat flanşe din aluminiu la ambele capete cu ajutorul unui lipici special. Dimensiunile probelor au mici variaţii de la una la alta, datorită imposibilităţii preciziei laminării și tăierii.

Compoziţia chimică teoretică a probelor a fost aleasă în urma calculului matematic, astfel încât sa fie distribuită uniform în spațiul destinat cercetării pe diagrama binară Zn-Al. Însă procedeul de fabricarea în atmosferă necontrolată nu a permis obținerea compozițiilor chimice teoretice. O prima cauza este aceea a incertitudinii în prepareea compoziţiei chimice. Mai mult, zincul are temperatura cea mai mică temperatură de vaporizare(907°C). În timpul fabricării aliajelor au avut loc pierderi de material mai mari decât cele estimate anterior, acest lucru a făcut să obținem o compoziţie chimică cu mici variaţii decât cea calculată anterior. De asemenea cantitatea de zgură ce s-a format a dus la modificarea compoziţiei chimice. Însă aceasta a avut si efecte benefice, realizând protecţia băii de amestec, de oxigenul atmosferic si implicit de oxidarea băi.

Analiza compoziţiei chimice a fost făcuta cu atenţie utilizându-se un spectrofotometru cu scânteie Foundry Master. Analiza a fost făcuta atât în stare turnată, cât și după laminare, efectuându-se o comparaţie a rezultatelor obţinute. Aceasta variaţie este una minoră, în special pentru compoziţia de zinc, care înregistrează cea mai mare variaţie. Diagrama Zn-Al prezintă un domeniu unde probele de AMF Cu-Zn-Al prezintă transformarea de faza austenită-martensită. Zona analizată din diagrama Zn-Al este prezentată în figura 7.13. Temperatura martensita start Ms poate fi estimată cu ajutorul formulei prezentate în [START_REF] Guerioune | SHS of shape memory CuZnAl alloys[END_REF], însa noi ne-am folosit de nomograma din [START_REF] Hane | Microstructure in a cubic to orthorhombic transition[END_REF] pentru determinarea punctelor Ms, deoarece în practică formula oferă erori foarte mari, rămânând una pur orientativă.

Analiza influenței compoziției chimice asupra disipării mecanice

Procedura explicată în subcapitolul 6.2.4, a fost aplicată pentru toate probele, iar obiectivul este de a examina influenta compoziţiei chimice asupra rezultatelor obţinute. Pentru a face rezultatul mai clar s-a decis trasarea a doua benzi în diagrama binară Zn-Al. Prima este verticală și examinează influenta compoziţiei de Al asupra disipării mecanice. A doua este orizontală și este focalizată pe studiul influenței Zn atunci când procentul de Al are o variaţie mică. În acelaşi mod, figura 7.15 arată poziţia bandei orizontale în diagrama binară. Aceasta conţine șapte eşantioane diferite având toate conţinutul de aluminiu situat între 14-15%. Amplitudinea sursei de căldura în funcţie de procentajul de aluminiu este prezentată în figura 7.6, pentru trei nivele diferite de încărcare aplicate în timpul testelor mecanice. În continuare ne-am propus să explicăm faptul ca cele trei nivele de deformaţie au fost aplicate la rând, una după alta. Asta înseamnă ca probele au fost testate pentru 1 % deformaţie, apoi pentru 2% și la final pentru 3.2 %. În consecinţă, plăcile de martensită existente în eşantioanele martensitice se reorientează progresiv în timpul creşterii încărcării. Atâta timp cât disiparea mecanică se preconizează să apară prin mişcarea interfeţelor variantelor de martensită în timpul testelor, valoarea disipării descreşte atunci când martensita se reorientează, cu alte cuvinte cu cât solicitarea devine mai scăzută și încărcarea este îndepărtată, frecarea dispare și o data cu ea și nivelul disipării mecanice scade. Pentru a arăta legătura dintre microstructura martensitică și disiparea mecanică, au fost făcute micrografii comparative a două probe, care evidenţiază valori diferite ale disipării mecanice: au fost comparate eşantioanele 34 și 40.

. Concluzii

Aliajele cu memoria formei sunt caracterizate de o foarte mare reversibilitate în stare solidă în ceea ce priveşte transformarea de faza ce apare în material. Producerea de căldură asociată ireversibilităţii mecanice a transformării de fază este de aşteptat sa fie foarte scăzută, în comparaţie cu alţi termeni ai sursei de căldură (cum ar fi: sursa cuplajul termoelastic și sursa căldurii latente).

Determinarea corectă a disipării mecanice implică în primul rând determinarea parametrilor optimi de timp și deformație. Intervalul de timp considerat ideal pentru măsurarea sursei de căldură este acela unde valoarea câmpului termic este relativ constantă.

Oscilațiile amplitudinii deformației ideale sunt reprezentate de oscilații ce prezintă amplitudini de temperatură suficient de mari pentru a putea fi măsurate cu ajutorul camerei și inferioare oscilațiilor deformațiilor ce pot induce deformație plastică și o oboseală accelerată asupra eșantioanelor.

Studiul de față a propus o procedură experimentală ce utilizează termografia în infraroşu, pentru a explica disiparea mecanică ce se produce în interiorul eşantioanelor AMF Cu-Zn-Al, în timpul încercărilor ciclice mecanice (care poate provoca transformarea de fază indusă prin tensiune).

Experimental s-a arătat că disiparea mecanică produsă de probele studiate are o puternică variaţie în funcţie de compoziţia chimică a eşantioanelor și respectă aceeași regulă pentru toate cele trei niveluri de încărcare, după cum urmează:

-Pentru un nivel al deformației egal cu 1% se remarcă valori scăzute ale disipării mecanice odată cu creșterea concentrației de aluminiu și zinc, și o tendință clară de creștere a disipării odată cu scăderea conținutului de zinc și aluminiu;

-Pentru 2% deformație tendința este aceeași ca pentru 1%, diferența constă în creșterea globală a valorilor disipării mecanice;

-În cazul ultimului nivel de încărcare 3,2% influența concentrației de zinc este una foarte mică, diferențele majore constau în adiția de aluminiu care are aceeși influență cu cea prezentată pentru 1%.

Concluzii finale. Contribuţii originale și perspective.

Cercetările în domeniul aliajelor cu memoria formei prezente în literatură arată că aliajele cu bază de cupru constituie o varianta importantă în vederea unor aplicații industriale. Datele existente se referă în general pentru un singur aliaj sau pentru un grup mic de aliaje cu compoziții foarte apropiate.

Privind măsurarea câmpurilor termice de la suprafața probelor în timpul deformării folosind camera în infraroșu, există în literatură metoda pusă la punct de A. Chrysochoos. În bibliografia studiată nu există date și nici metode de calcul a energiei mecanice disipate în funcție de câmpurile termice.

Pentru a stabili corelația între compoziția chimică, microstructură, proprietățile termomecanice și efectul termic care însoțește transformarea structurală a aliajelor din sistemul Cu-Zn-Al, a fost aleasă o plajă largă de compoziție. Aliajele elaborate trebuie să se situeze în spațiul din diagrama determinată de Zanzotto ș.a., ce prezintă zona cu concentrații cunoscute de zinc și aluminiu, unde transformarea de fază poate fi produsă.

A fost determinată o metodă optimă pentru alegerea compoziţiei șarjei de elaborare în vederea obţinerii compoziţiilor chimice finale dorite pentru aliajele ce urmează a fi elaborate. În cazul a două aliaje, de compoziţie chimică cunoscută, au fost stabilite punctele critice ale transformărilor de fază prin analiza calorimetrică diferenţiala și prin analiza dilatometrică. Pentru aceste aliaje s-au determinat punctele critice prin două metode : formulele lui Guenin și folosind nomogramele Wayman. Valorile stabilite prin cele două metode, au fost comparate cu rezultatele obţinute pentru temperaturile punctelor critice prin analiza calorimetrică diferenţiala și prin analiza dilatometrică. Constatând că utilizarea nomogramei Wayman dă rezultatele cele mai apropiate de valorile experimentale, această metodă a fost utilizată ulterior pentru toate aliajele din plaja de compoziţie aleasa.

S-au stabilit etapele experimentale de fabricare a aliajelor, de la alegerea compoziţiei chimice și până la analiza probei cu ajutorul cuplajului dintre maşina de tracţiune-camera cu infraroşu pentru determinarea cantităţii de căldură disipată de probele analizată.

Pentru un aliaj Cu-Zn-Al, după deformaţie ințială de 4% și o deformaţie remanentă de 1.8%, în stare martensitică la temperatura ambiantă, ce poate recupera deformaţia permanentă prin efectul de memoria formei au fost analizate microstructura, au fost determinate experimental punctele critice ale transformării directe, proprietăţile mecanice și capacitatea efectului de memoria formei a aliajului. S-au constatat diferențe mari între punctele critice determinate prin calorimetrie diferențială (A s =230,2°C și A f = 234,3°C) și prin dilatometrie (A s =307,4°C si A f =351,7°C). Aceste diferențe pot fi puse pe seama tensiunilor acumulate în timpul încărcării mecanice monotone, ce se manifestă în momentul deformării epruvetei. Aliajul Cu-22,63Zn-6,44Al prezintă efect simplu de memoria formei [START_REF] Constantin | Capacity of shape memory recovery and mechanical behavior of Cu-22,63Zn-6,44Al alloy[END_REF] S-a realizat elaborarea prin topire în cuptor electric cu inducție, turnarea în forme cilindice sau paralelipipedice, deformarea plastică și tratamentul termic pentru un numar de 58 aliaje din sistemul Cu-Zn-Al.

Pregatirea probelor pentru analiza câmpurilor termice s-a realizat prin laminarea la cald a eșantioanelor de AMF Cu-Zn-Al turnate cu reducerea secțiunii în 3 etape, diminuarea cu 25% pentru fiecare trecere, apoi au fost supuse unui tratament termic de călire pentru punere în soluție cu răcire în aer în vederea obținerii martensitei autoacomodante. Călirea probelor a fost realizată în pachet, astfel efectul tratamentului asupra probelor a fost diferit. A fost stabilită influența vitezei de răcire asupra microstructurii probelor călite în aer,în pachet și a probelor răcite în apă. Prezintă structuri α + β, M sau numai β, probele călite aer. Eșantioane cu răcirea în apă prezinta structura martensitică. Ținând seama de importanța călirii în pachet asupra formei la temperatură ambiantă a probelor, trebuie precizat că dacă numărul probelor aflate în pachet este prea mare nu se obține aceeași viteză de răcire, tratamentul termic trebuie refăcut. Este recomandat să se utilizeze un număr cât mai mic de probe în pachet.

Determinarea disipării mecanice implică în primul rând determinarea corectă a parametrilor optimi de timp, deformația și amplitudinea oscilației deformației. Intervalul de timp considerat ideal pentru măsurarea sursei de căldură este acela unde valoarea câmpului termic este relativ constantă.

Oscilațiile amplitudinii deformației ideale sunt reprezentate de oscilații ce prezintă amplitudini de temperatură suficient de mari pentru a putea fi măsurate cu ajutorul camerei și inferioare oscilațiilor deformațiilor ce pot induce deformație plastică și o oboseală accelerată asupra eșantioanelor.

A fost elaborată o metodă de determinare a disipării de energie în timpul testelor de încercări mecanice pentru eșantioane de AMF Cu-Zn-Al în condiții normale de presiune și temperatură. Procedura experimentală are la bază termografia în infraroșu. În particular, a fost utilizată termografia în infraroşu, pentru a determina disiparea mecanică ce se produce în interiorul eşantioanelor AMF Cu-Zn-Al, în timpul încercărilor ciclice mecanice, care pot provoca transformarea de fază indusă prin tensiune.

Experimentele au fost efectuate pe două probe de aliaj Cu-Zn-Al cu microstructuri diferite: martensitică și austenitică, fiecare dintre ele oferind răspunsuri termice diferite. Modelul experimental prezentat poate fi folosit pentru aliaje cu memoria formei de diferite compoziții chimice. Determinările câmpurilor de căldură cu ajutorul camerei cu infraroșu oferă informații importante asupra fenomenelor ce se produc la nivel microstructural. Sursa energiilor emise sau absorbite la un moment dat sunt transformările structurale. Corectitudinea rezultatelor obținute a fost verificată prin analiză microstructurală.

Determinările au arătat că energia mecanică disipată de probele studiate are o puternică variaţie în funcţie de compoziţia chimică a eşantioanelor și respectă aceeași regulă pentru toate cele trei niveluri de încărcare.

În cadrul tezei au fost stabilite proceduri experimentale care au ca rezultat determinarea energiei termice eliberate, în premieră la nivel mondial, s-a realizat calculul disipării mecanice care însoțește transformările structurale în aliajele cu memoria formei. Aceste valori au fost corelate cu compoziția chimică și cu microstructura probelor.

Având în vedere corelația care există între disiparea de energie mecanică și ireversibilitatea transformării de fază (ireversibilitate scăzută semnifică disipare scazută de energie mecanică și invers), considerăm că rezultatele obținute prezintă o importanță deosebită în alegerea aliajelor cu memoria forme pentru diverse domenii de activitate. Aplicațiile care necesită o durată lungă de viață a efectului de memorie sau superelasticitate au nevoie de AMF cu o disipare scăzută de energie mecanică. În mod contrar, aplicațiile ce solicită înalte proprietăți de amortizare au nevoie de AMF cu o ireversibilitate mecanică ridicată.

Contribuții originale:

A fost determinată o metodă optimă pentru alegerea compoziţiei sarjei de elaborare în vederea obținerii compozițiilor chimice finale dorite pentru aliajele ce urmează a fi elaborate S-a realizat elaborarea prin topire în cuptor electric cu inducție, turnarea în forme cilindice sau paralelipipedice, deformarea plastică și tratametul termic pentru un număr de 58 aliaje din sistemul Cu-Zn-Al.

A fost stabilită influența vitezei de răcire asupra microstructurii probelor călite.

Au fost stabilite condițiile corecte de determinare a parametrilor ce intră în calculul energiei mecanice disipate (timp și deformație) S-a realizat, în premieră la nivel mondial, calculul disipării mecanice ce însoțește transformările structurale în aliajele cu memoria formei, pornind de la câmpurile termice de la suprafața probelor. S-au stabilit corelații între compoziția chimică, microstructura și energia mecanică disipată în timpul testelor de ciclaj mecanic pentru un grup important de aliaje cu memoria formei din sistemul Cu-Zn-Al.

Perspective:

Cercetări privind influența tensiunilor acumulate prin deformare asupra punctelor critice de transformare Analiza detaliată a zonelor unde transformarea de fază produce o cantitate ridicată de căldură prin efectuarea unui zoom în aceea regiune; Utilizarea altor metode de filtraj al semnalului termi pentru îndepărtarea bruiajului Sincronizarea înregistrărilor termice și mecanice, astfel se poate aprofunda efectul frecvenței de încărcare; Fabricarea unui nou set de probe, prin care să se poate trasa o hartă a disipării căldurii în vederea identificării zonelor cu aliajele ce prezintă un potenţial ridicat în industrie; Evoluţia disipării mecanice pentru o suprafaţa extinsă din perimetrul diagramei Zn-Al și stabilirea unor corelaţii între rezultate; Repetarea testelor efectuate pentru determinarea răspunsului oferit la a doua serie de încercări Efectuarea de teste în care să se măsoare individual constanta de timp τ

Listă de figuri

Figura 1.1 Relația indirectă dintre compoziția chimică și proprietățile mecanice într-un AMF………….9 Figura 1.2 Relațiile stabilite între compoziția chimică, parametrii rețelei, histerezisul de transformare și oboseala proprietății de memoria formei………………………………………………………………….9 Figura 1.3 Diagrama tensiune-deformație……………………………………………………………….10 Figura 5.4 Reprezentarea schematică a efectului simplu de memoria formei(l-alungirea, T-temperatura, F-forța)………………………………………………………………………………………………….12 Figura 6.5 Reprezentarea schematică a efectului superelastic(l-alungirea, T-temperatura, F-forța)…….12 Figura 1.6 Ilustrarea efectului dublu de memoria formei………………………………………………..13 Figura 1.73 Ilustrarea variaţiei temperaturilor și surselor de căldura asupra unui AMF pe baza de cupru si nichel: (a) Evolutia temperaturilor (imaginea din stânga) măsurate în timpul unui test de tracțiune uniaxială asupra unui AMF pe bază de cupru (CuZnAl) și a surselor de caldură asociate (imaginea de mai jos) [START_REF] Balandraud | Peyroux-Effet du couplage thermomécanique sur la propagation d'un front de changement de phase[END_REF]. (b) Evolutia temperaturilor (imaginea superioară) masurate în timpul unui test de tracțiune uniaxiala asupra unui tub din AMF pe baza de nichel (NiTi). Sursele de caldură asociate se regăsesc în imaginea de mai jos [START_REF] Schlosser | Image processing to estimate the heat sources related to phase transformations during tensile test of NiTi tubes[END_REF] c) și e) și 5000X în b) și d………………………………………………76 Figura 6.1. Descrierea schematică a procedeului experimental de încărcare…………………………..81 Figura 6.2. Variaţia amplitudinii deformaţiei elastice pentru trei valori diferite: 0,010; 0,050 și 0,150 mm………………………………………………………………………………………………………83 Figura 6.3. Poziţia ferestrei ce reprezintă zona utilă de pe suprafaţa probei analizate……………….84 Figura 6.4 -Proba înainte si după aplicarea vopselei……………………………………………………84 Figura 6.5. Reprezentarea schematica a primei serii de experimente (deformaţie în funcţie de timp pentru prima probă)……………………………………………………………………………………………85 Figura 6.6. Reprezentarea schematică a primei serii de încercări mecanice (deformaţie în funcţie de timp pentru a doua probă testată)……………………………………………………………………………86 Figura 6.7. Reprezentarea schematică a primei serii de încercări mecanice (deformaţie în funcţie de timp pentru a treia probă)………………………………………………………………………………87 Figura 6.8. Descrierea procedurii de măsura a căldurii disipate în timpul testelor de încercări mecanice …………………………………………………………………………………………………………..88 Figura 6.9. Răspunsul termic în timpul ciclajului al unei probe austenitice în timpul transformării de fază..…………………………………………………………………………………………………….90 Figura 6.10. Evoluţia temperaturii în cazul unei probe martensitice la temperatură ambiantă……….90 Figura 6.11. Variaţia amplitudinii temperaturii si a sursei de caldura pentru o proba din Cu-Zn-Al în stare austenitică supusa la ciclaj…………………………………………………………………………91 Figura 6.12. Descrierea variaţiei amplitudinii temperaturii și a sursei de căldură pentru o probă din Cu-Zn-Al în stare martensitică supusă la ciclaj……………………………………………………………92 Figura 6.13 -Etapele de testare…………………………………………………………………………93 Figura 6.14. Curba tensiune-deformaţie pentru un eșantion martensitic……………………..………..94 Figura 6.15 Răspunsul termic oferit de eșantion în timpul încărcării monotone(stadiul 1)……………97 Figura 6.16. Micrografii electronice ale celor două eșantioane călite și atacate la diferite puteri de mărire (200X, 500X): a) eșantion martensitic și b) eșantion austenitic…………………………………….98 Figura 6.17 Date termice prelucrate pentru ε=1% , cu 150 de imagini/secundă(pentru primele 15 secunde ale ciclajului mecanic)…………………………………………………………………………………100 Figura 6.18 Prelucrarea datelor termice pentru eșantionul în stare martensitică pentru ε=2%, cu 3 imagini pe secunda (fiecare imagine reprezintă media a 50 imagini la 147 Hz), a) Evoluţia temperaturii in timpul testului de ciclaj mecanic, b) Variația disipării mecanice……………..…………………….101 Figura 6.19 Prelucrarea datelor termice pentru eșantionul în stare austenitică pentru ε=2%, cu 3 imagini pe secunda (fiecare imagine reprezintă media a 50 imagini la 147 Hz), a) Evoluţia temperaturii in timpul testului de ciclaj mecanic, b) Variația disipării mecanice…………………………………….103

Résumé :

Ce travail de thèse est consacré à l'étude de la dissipation mécanique produite par des alliages à mémoire de forme Cu-Zn-Al lors d'un chargement mécanique cyclique, ainsi qu'à l'influence de la composition chimique sur cette grandeur. Divers alliages ont élaborés dans ce but, chacun présentant une faible variation de composition par rapport à l'autre. Une procédure expérimentale originale a été mise au point pour mesurer cette dissipation mécanique car elle se traduit par une source de chaleur très inférieure à celles dues à d'autres phénomènes comme la chaleur latente de changement de phase ou le couplage thermoélastique. Les éprouvettes ont ainsi été soumises à divers essais cycliques à température ambiante constante alors qu'une caméra infrarouge filmait les champs thermiques sur leur surface. Ces films thermiques ont ensuite été traités pour en extraire cette dissipation mécanique. Divers niveaux de dissipation correspondant à divers niveaux d'irréversibilité mécanique ont ainsi été mis en évidence

Abstract :

The study deals with the mechanical dissipation in Cu-Zn-Al shape memory alloys subjected to cyclic mechanical loading, as well as with the influence of the chemical composition on this dissipation. Various alloys were prepared for this purpose, each of them featuring a slight change with respect to the others. An original procedure has been proposed to measure mechanical dissipation because it is very low compared to other heat sources such as latent heat or thermoelastic coupling. The specimens have been subjected to cyclic tests at constant ambient temperature while an infrared camera grabbed the thermal images. These thermal maps have been then processed to extract mechanical dissipation. Various levels have been found, corresponding to various levels of mechanical irreversibilities.

Mots-clés :

alliages à mémoire de forme -dissipation mécanique -essai mécanique -thermographie infrarouge

Keywords:

shape memory alloys -mechanical dissipation -mechanical test -infrared thermography

  -a. Etant donné que le pourcentage atomique est utilisé le long des deux axes, le pourcentage massique initialement disponible a été transformé en utilisant la densité de chaque composante. Les compositions chimiques finales qui ont été atteintes à la fin de la procédure de fabrication sont indiquées par des points dans la Figure 1-b. On peut constater que ces points ne sont pas espacés régulièrement alors que les compositions souhaitées l'étaient, mais ils couvrent une partie suffisante du diagramme de pouvoir détecter les changements de dissipation mécaniques pouvant se produire en fonction de la composition chimique. Pour ces 40 échantillons d'AMF Cu-Zn-Al obtenus après cette procédure, tous présentent une composition chimique différente. Cette composition chimique finale a été mesurée à l'aide d'un spectromètre de Foundry Master. Comme il a été observé que certains des échantillons obtenus avaient des compositions chimiques très similaires, seuls 31 échantillons parmi les 40 ont été testés. Leur composition chimique est rapportée dans le tableau 1. Dans cet ensemble, certains échantillons sont purement austénitique à température ambiante (Ms <25 °C). La température martensite-start Ms, peut être estimée à l'aide d'une

  de température sont induites dans les éprouvettes. Par exemple, pour les éprouvettes purement martensitiques, la température a légèrement diminué en raison du couplage thermo-élastique. Pour les échantillons qui ont été d'abord purement austénitique au début de l'essai, la température d'abord légèrement diminuée en raison du couplage thermoélastique, puis fortement augmenté en raison de l'apparition de martensite qui est un phénomène exothermique. Ces phénomènes ont été observés avec la caméra infrarouge (voir le chapitre 5 pour des observations complémentaires);  Étape 2 -la deuxième étape a consisté à maintenir le niveau de déformation ε sur une certaine durée. En effet, comme la dissipation mécanique induit de très faibles variations de température, il est nécessaire d'atteindre l'équilibre thermodynamique entre l'échantillon et son environnement avant de commencer le chargement cyclique à l'étape suivante. Ceci a été contrôlé en mesurant la température avec la caméra infrarouge. Une période d'environ 160 s a été généralement nécessaire pour atteindre cet équilibre thermique;  Étape 3 -la troisième étape a consisté à appliquer le chargement cyclique à ± 0,05% et 13 Hz avec la déformation maximale égale à ε pendant 180s. Comme expliqué plus haut, l'objectif de l'étude est d'évaluer la dissipation mécanique pendant ce chargement cyclique. Les données à traiter pour évaluer la dissipation mécanique sont les variations de température (voir le chapitre 5);  Étape 4 -l'éprouvette a été finalement déchargée en 3 s. La Figure 2-b montre un exemple de la réponse mécanique obtenue pour l'échantillon 10 (retour vers contrainte zéro de chaque étape n'est pas signalé pour des raisons de lisibilité).

  présente les résultats au cours des premières 15 secondes de l'étape du chargement cyclique (étape 3) pour ε = 1%, en utilisant une fréquence de caméra égale à 150 Hz. Tout d'abord, cette figure nous permet de comparer les réponses thermiques Θ(t) entre l'éprouvette martensitique et l'éprouvette qui était austénitique au début de l'essai. Les remarques suivantes peuvent être formulées : -pour l'échantillon M (voir Figure 4-a-haut) -On peut observer que la température augmente immédiatement lorsque le chargement cyclique commence : Θ > 0. Ceci est dû au couplage thermoélastique. En effet, le premier cycle mécanique commence par une diminution de la contrainte appliquée (voir Figure 2): . Cela conduit à une valeur positive de la source de chaleur de couplage thermoélastique : (voir paragraphe V.2). En conséquence, le premier cycle commence par une augmentation de la température. Ensuite, l'oscillation de la contrainte conduit à une oscillation de la température. Lorsque la température est supérieure à la température ambiante sur le premier cycle, l'échantillon fournit de la chaleur à l'extérieur. Ainsi, au fil des cycles, la température moyenne devrait diminuer progressivement et revenir à température ambiante si aucune dissipation ne s'est produite. On constate clairement que ce n'est pas le cas : la température totale augmente de en raison de la dissipation mécanique qui est bien visible.  pour l'échantillon A (voir la figure 4-b-dessus) -on peut observer que la température diminue immédiatement lorsque le chargement cyclique commence: Θ <0. Il en ressort que la forte chaleur latente est absorbée par le matériau. En effet, le premier cycle mécanique commence par une diminution du chargement qui se traduit par une transformation MA (phénomène endothermique): la source de chaleur latente négative est superposée à la source de chaleur de couplage thermoélastique positive, mais avec une amplitude plus élevée à partir du moment où une diminution de température est observée. Ensuite, l'oscillation de la contrainte conduit à une oscillation A↔M. Lorsque la température est inférieure à la température ambiante sur le premier cycle, l'éprouvette reçoit de la chaleur de l'extérieur. Ainsi, au fil des cycles, la température moyenne devrait augmenter progressivement et revenir à température ambiante : la variation de Θ devrait progressivement tendre vers une oscillation centrée autour de zéro. On peut observer que, à la fin des premières 15 secondes, la valeur moyenne de Θ sur un cycle est supérieur à zéro (ce sera confirmé au paragraphe VII.2 qui montre la variation temporelle sur plus de 180 secondes). Ceci met en évidence la présence d'une dissipation mécanique produite par le matériau au cours des cycles. De surcroît certains commentaires peuvent être formulés en ce qui concerne la variation de chaleur de source s(t) déduite de la variation de changement de température Θ(t) en utilisant l'équation 1: voir la Figure 4-a haut pour l'échantillon M et la figure 4-b haut pour l'échantillon A.

Annexe 1 Figure 1 .Figure 2 .Figure 3 .Figure 4 .Figure 5 .Figure 6 .

 1123456 Figure 1. Localisation des échantillons de Cu-Zn-Al dans l'espace de la composition chimique

Tabel 1 . 1 .

 11 Clasificarea aliajelor cu memoria formei.

Figura 1 . 1

 11 Figura 1.1 Relația indirectă dintre compoziția chimică și proprietățile mecanice într-un AMF.

Figura 1 . 3

 13 Figura 1.3 Diagrama tensiune-deformație.

Figura 1 . 4

 14 Figura 1.4 Reprezentarea schematică a efectului simplu de memoria formei(l-alungirea, T-temperatura, F-forța)

Figura 2 . 5

 25 Figura 2.5 Reprezentarea schematică a efectului superelastic(l-alungirea, T-temperatura, F-forța)

Figura 1 . 9

 19 Figura 1.9 Secţiuni în diagrama Cu-Zn-Al, pentru trei concentraţii de Al asociate cu variaţia punctului critic M S : a -pentru 2% Al; b -pentru 4% Al; c -pentru 6% Al [25].

Figura 1 .

 1 Figura 1.10 Temperatura Ms în funcţie de compoziţia aliajelor cu memorie Cu-Zn-Al[START_REF] Guenin | Memoire de forme et alliages cuivreux[END_REF].

Figura 1 .

 1 Figura 1.11 Elaborarea aliajului cu memoria formei pe bază de cupru-zinc-aluminiu a) cuptor în starea iniţială atopirii şi b) arderea cu flacără a zincului[START_REF] Cimpoeşu | Damping capacity of metallic materials by Buletinul Institutului Politehnic Iaşi Tomul LIV (LVIII) Fasc[END_REF]

  [START_REF] Xu | The Thermomechanical Behaviour of Cu-AI-Ni Single Crystals with Shape Memory[END_REF] unde E = E + K reprezintă energia totală a sistemului și E-reprezintă energia internă, P' ext -reprezintă puterea eforturilor exterioare, Q'-reprezintă câmpul de căldura primit din exterior de către sistem. Principiul al doilea al termodinamicii postulat vorbeşte despre existența entropiei și temperaturii absolute, notate cu S și T. Câmpul de producere a entropiei este totdeauna superior sau egal cu câmpul de căldura primit împărțit la temperatură.Principiul al doilea enunţat sub formă globală a unei inegalitatăți apare sub forma: (1.6) -Inegalitatea lui Clausius-Duhem Inegalitatea lui Clausius-Duhem se obţine introducând energia liberă specifică în ecuaţia 1.5 și are următoarea formă: (1.7) Inegalitatea poate fi scrisă și sub formă restrânsă prin adăugarea a două mărimi cantitative d 1 și d 2 : d 1 + d 2 ≥ 0 (1.8) în care d 1 -corespunde disipării intrinseci sau mecanice și d 2 corespunde disipării termice.

( 1

 1 .15) unde T-este temperatura, r ext -sursa externă de căldură și s c -sursa de căldură produsă sau absorbită de material. Parametrii materialului sunt: densitatea -ρ, conductivitatea termică -k și căldura specifică C. Variațiile temperaturii θ = T -T ref sunt definițe în concordanță cu câmpul temperaturii de referință T ref care este definit atunci când specimenul nu produce sursă de căldură. Considerăm sursa externă de căldură ca fiind constantă pe durata testului, ecuaţia 1.15 devine: (1.16)

Figura 2 . 1

 21 Figura 2.1 Zona aleasă teoretic pentru analiza disipării energiei mecanice în a) și zoom cu pozițiile alese pentru probele de AMF Cu-Zn-Al pentru a fi fabricate în b)

Figura 3 . 1 .

 31 Figura 3.1. Spectrofotometrul Foundry Master utilizat pentru determinarea compoziţiei chimice a AMF studiate

Figura 3 . 2

 32 Figura 3.2 Detector EDX Bruker pentru microanaliză

Figura 3 . 3

 33 Figura 3.3 Microscop cu scanare cu electroni -a)principiul de funcţionare, b) microscopul folosit pentru analiza microstructurală

Figura 3 . 6

 36 Figura 3.6 Tipuri de dilatometre utilizate în analiza proprietăţilor termice ale materialelor metalice: a) dilatometru cu scală, b) dilatometru electric, c) dilatometru clasic

Figura 3 . 7 .

 37 Figura 3.7. Dilatometru orizontal Linseis L75HS

Figura 3 . 10 .

 310 Figura 3.10. Fotografii ilustrând două modele de calorimetre cu scanare diferenţială

Figura 3 . 12 .

 312 Figura 3.12. Imaginea ce prezintă camera cu infraroșu Cedip Jade MWIR

Figura 3 .

 3 Figura 3.13 Schema determinării câmpurilor de temperatură

Tabelul 4 . 1 Figura 4 . 1

 4141 Figura 4.1 Analiza microscopica a aliajului Cu-19.96Zn-7.28Al în stare turnată și tratat termic (a) și (b)

Figura 4 . 2

 42 Figura 4.2 Dilatograma aliajului Cu-19.96Zn-7.28Al turnat, tratat termic și supus la tracţiune cu o amplitudine a deformaţie de ε r = 2%

Figura 4 . 3

 43 Figura 4.3 Termograma caracteristică unui aliaj Cu-19.96Zn-7.28Al ce prezintă comportamentul la ciclaj termic (3 cicluri)

  M S = 2212 -66, 9 1,355(%at.Al) + (%at.Zn), °C Introducând valorile numerice în formulă am obținut: M S = 2212 -66, 9 1,355(13) + (18) = -442, 36°C(nu e posibil , 0 absolut =-273, 15°C ) În conformitate cu analiza calorimetrica diferenţiala DSC valoarea corespunzătoare Ms este egală cu 105,2 °C.( figura 4.3)

d)

  Calculul Ms utilizând formula și compararea cu rezultatele valorilor obţinute experimental Vom înlocui valorile corespunzătoare în formulele pentru calculul Ms si As : M S = 2212 -66, 9 1,355(14.03) + (20, 33)= 2212 -2631 = -419 °C respectiv As = 2177 -2295 = -118 °C (vezi figura 4.6)

Figura 4 . 5

 45 Figura 4.5 Baia metalica a unui aliaj cu memoria formei Cu-Zn-Al

Figura

  Figura 4.6 Prezentarea parcursului materialului până la forma paralelipipedica și analiza finală a AMF

Figura 4 . 7

 47 Figura 4.7 Probe turnate în forma paralelipipedică și cilindrică, în stare brută

Figura 4 .

 4 Figura 4.8 Imagini din timpul fabricării și prelucrării termomecanice a unui eșantion de AMF studiat

Figura 4 . 9

 49 Figura 4.9 Dimensiunile si forma probei din aliaj Cu-22,63Zn-6,44Al după prelucrare mecanică în mm

Figura 4 .

 4 Figura 4.10 Microscopie electronică cu scanare (SEM) a aliajului cu memoria formei Cu-22,63Zn-6,44Al în stare turnată(c) și călită (a,b)

Tabelul 4 . 4 .

 44 Valorile temperaturilor critice corespunzatoare transformarii inverse diferenţă între punctele critice de transformare indirectă determinate pe cale experimentală cu ajutorul dilatogramei și cele determinate cu ajutorul analizei termice prin DSC.

Figura 5 . 1 .

 51 Figura 5.1. Schema de principiu a traseului parcurs de o probă pentru a fi deformată plastic prin laminare până la grosimea dorită

Figura 5 . 3

 53 Figura 5.3 Cuptorul electric cu rezistență Vulcan A 130 folosit pentru încălzirea probelor laminate

Figura 5 . 6 .Figura 5 . 7 .

 5657 Figura 5.6. Microstructura aliajelor Cu-20.71Zn-6.02Alși Cu-15.21Zn-6.13Al în stare laminată și călite cu răcire în aer pentru a), b) c) și d), la diferite măriri: 500X a),c) și 5000X în b) și d)

Figura 5 . 8

 58 Figura 5.8 Microstructura aliajelor Cu-20.5Zn-5.60Al și Cu-20.17Zn-5.06Al în stare laminată și în urma tratamentul termic de călire de punere în soluție cu răcire în aer pentru a), b) și e) și în apă, pentru c) și d), la diferite măriri: 500X a),c) și e) și 5000X în b) și d)

Figura 6 . 1 .

 61 Figura 6.1. Descrierea schematică a procedeului experimental de încărcare

Figura 6 . 2 .

 62 Figura 6.2. Variaţia amplitudinii deformaţiei elastice pentru trei valori diferite: 0,010; 0,050 și 0,150 mm

Figura 6 . 3 .

 63 Figura 6.3. Poziţia ferestrei ce reprezintă zona utilă de pe suprafaţa probei analizate

Figura 6 . 5 .

 65 Figura 6.5. Reprezentarea schematica a primei serii de experimente (deformaţie în funcţie de timp pentru prima probă)

Figura 6 . 11 .

 611 Figura 6.11. Variaţia amplitudinii temperaturii si a sursei de caldura pentru o proba din Cu-Zn-Al in stare austenitică supusa la ciclaj

Figura 6 . 12 .

 612 Figura 6.12. Descrierea variaţiei amplitudinii temperaturii și a sursei de căldură pentru o probă din Cu-Zn-Al în stare martensitică supusă la ciclaj

Figura 6 .

 6 Figura 6.13 -Etapele de testare

  sursa de căldură degajată sau absorbită aliaj, Θ -media variaţiei de temperatură pe suprafaţa secţiunii analizate a probei,  τ -este o constantă de timp care caracterizează schimbul global de căldură dintre proba și mediul.

  Figura 6.15 Răspunsul termic oferit de eșantion în timpul încărcării monotone(stadiul 1)

Figura 6 . 16 .

 616 Figura 6.16. Micrografii electronice ale celor două eșantioane călite și atacate la diferite puteri de mărire (200X, 500X): a) eșantion martensitic și b) eșantion austenitic

Figura 6 .

 6 Figura 6.17 Date termice prelucrate pentru ε=1% , cu 150 de imagini/secundă(pentru primele 15 secunde ale ciclajului mecanic)

6. 5 . 2

 52 Figura 6.18 a) prezintă evoluția variațiilor de temperatură pentru proba martensitică pentru ε = 2%, cu o frecvență de achiziție egală cu 3 imagini/secundă. Să ne amintim că fiecare imagine termică este media a 50 de imagini realizate la 150 Hz.

Figura 7 . 1

 71 Figura 7.1 Zona utilizată pentru studiul disipării mecanice

Figura 7 . 2

 72 Figura 7.2 Diagrama mărita ce prezintă zona cu aliajele obţinute

Figura 7 . 3

 73 Figura 7.3 Localizarea eşantioanelor studiate pentru analiza influenței concentrației de aluminiu asupra disipării mecanice

Figura 7 . 4 112 Figura 7 . 5

 7411275 Figura 7.4 Influența concentraţiei aluminiului pentru cele trei teste

Figura 7 . 6

 76 Figura 7.6 Influența concentraţiei de zinc asupra disipării mecanice pentru cele trei teste

113

 113

Figura 7 . 7

 77 Figura 7.7 Reprezentare tridimensională a evoluţiei disipării mecanice in funcţie de conţinutul de zinc și aluminiu

Figura 7 .Figura 7 . 8

 778 Figura 7.8 arată o micrografie SEM pentru cele două probe testate în urma tratamentului termic de călire și înainte de efectuarea testelor.

Figura 1 . 7 .

 17 Figura 1.7. Schema de variaţie a frecării interne cu temperatura la AMF [44]…………………………14 Figura 1.8 Diagrama binară Cu-Zn………………………………………………………………………18 Figura 1.9 Secţiuni în diagrama Cu-Zn-Al, pentru trei concentraţii de Al asociate cu variaţia punctului critic M S : a -pentru 2% Al; b -pentru 4% Al; c -pentru 6% Al [25]………………………………….19 Figura 1.10 Temperatura Ms în funcţie de compoziţia aliajelor cu memorie Cu-Zn-Al [23]…………20 Figura 1.11 Elaborarea aliajului cu memoria formei pe bază de cupru-zinc-aluminiu a) cuptor în starea iniţială a topirii şi b) arderea cu flacără a zincului[51…………………………………………………21 Figura 1.12 Tratamentul termic de betatizare………………………………………………………….22

29 Figura 2 . 1 Figura 3 . 1 .Figura 3 . 2 Figura 3 . 6 Figura 3 . 9 47 Figura 3 . 12 .

 29213132363947312 Figura 2.1 Zona aleasă teoretic pentru analiza disipării energiei mecanice în a) și zoom cu pozițiile alese pentru probele de AMF Cu-Zn-Al pentru a fi fabricate în b)……………………………………………33 Figura 3.1. Spectrofotometrul Foundry Master utilizat pentru determinarea compoziţiei chimice a AMF studiate…………………………………………………………………………………………………38 Figura 3.2 Detector EDX Bruker pentru microanaliză………………………………………………...38 Figura 3.3 Microscop cu scanare cu electroni -a)principiul de funcţionare, b) microscopul folosit pentru analiza microstructurală…………………………………………………………………………………………41 Figura 3.4 Mașină de încercări mecanice Instron 3382…………………………………………………42 Figura 3.5 Mașina de tracţiune MTS ±15kN utilizată pentru testele mecanice din teză………………43

Figura 4 . 1 52 Figura 4 . 2 53 Figura 4 . 3 54 Figura 4 . 4

 41524253435444 Figura 4.1 Analiza microscopica a aliajului Cu-19.96Zn-7.28Al în stare turnată și tratat termic (a) și (b)………………………………………………………………………………………………………...52 Figura 4.2 Dilatograma aliajului Cu-19.96Zn-7.28Al turnat, tratat termic și supus la tracţiune cu o amplitudine a deformaţie de ε r = 2%.........................................................................................................53 Figura 4.3 Termograma caracteristică unui aliaj Cu-19.96Zn-7.28Al ce prezintă comportamentul la ciclaj termic (3 cicluri)…………………………………………………………………………………...54 Figura 4.4 Etapele parcurse de un AMF de la elaborare până la analiza finală………………………..57 Figura 4.5 Baia metalica a unui aliaj cu memoria formei Cu-Zn-Al..…………………………………58 Figura 4.6 Prezentarea parcursului materialului până la forma paralelipipedica și analiza finală a AMF………………………………………………………………………………….………………….59

Figura 4 . 7 66 Figura 4 . 71 Figura 5 . 3 72 Figura 5 . 5 .

 4766471537255 Figura 4.7 Probe turnate în forma paralelipipedică și cilindrică, în stare brută…….…………………61 Figura 4.8 Imagini din timpul fabricării și prelucrării termomecanice a unui eșantion de AMF studiat..61 Figura 8.9 Dimensiunile si forma probei din aliaj Cu-22,63Zn-6,44Al după prelucrare mecanică în mm………………………………………………………………………………………………………63 Figura 4.10 Microscopie electronică cu scanare (SEM) a aliajului cu memoria formei Cu-22,63Zn-6,44Al în stare turnată(c) și călită (a,b) ………………………………………………………………..64 Figura 4.11 Dilatograma caracteristica aliajului cu memoria formei Cu-22,63Zn-6,44Al în stare turnată si tratat termic pe un interval de temperaturi cuprins între 25-400°C[104]……………………………..65 Figura 4.12 Termograma DSC înregistrata pe încălzire într-un interval de temperaturi 25-500 °C[104].....................................................................................................................................................66 Figura 4.13 Curba tensiune-deformatie a aliajului policristalin cu memoria formei Cu-22,63Zn-6,44Al[104]………………………………………………………………………………………………67 Figura 5.1. Schema de principiu a traseului parcurs de o probă pentru a fi deformată plastic prin laminare până la grosimea dorită……………………………………………………………………….71 Figura 5.2. Probă turnată din AMF Cu-Zn-Al ce urmează a fi suspusă laminării……………………….71 Figura 5.3 Cuptorul electric cu rezistență Vulcan A 130 folosit pentru încălzirea probelor laminate…72 Figura 5.4. Eșantionul de AMF în timpul procesului de încălzire premergător laminării……………..72 Figura 5.5. Laminorul folosit pentru deformarea plastică a AMF utilizate în această teză…………….73 Figura 5.6. Microstructura aliajelor Cu-20.71Zn-6.02Alși Cu-15.21Zn-6.13Al în stare laminată și călite cu răcire în aer pentru a), b) c) și d), la diferite măriri: 500X a),c) și 5000X în b) și d)……………….74

Figura 5 . 7 . 75 Figura 5 . 8

 577558 Figura 5.7. Analiza prin microscopie cu baleiaj a probelor din aliajele Cu-23.06Zn-6.21Al și Cu-20.71Zn-6.02Al în stare laminată și după tratamentul termic de călire de punere în soluție cu răcire în aer pentru a), b), respectiv c), d), la diferite măriri: 500X a),c) și 5000X în b) și d)…………………….75 Figura 5.8 Microstructura aliajelor Cu-20.5Zn-5.60Al și Cu-20.17Zn-5.06Al în stare laminată și în urma tratamentul termic de călire de punere în soluție cu răcire în aer pentru a), b) și e) și în apă, pentru c) și d), la diferite măriri: 500X a),c) și e) și 5000X în b) și d………………………………………………76 Figura 6.1. Descrierea schematică a procedeului experimental de încărcare…………………………..81

Figura 7 . 1 108 Figura 7 . 3 111 Figura 7 . 4

 711087311174 Figura 7.1 Zona utilizata pentru studiul disipării mecanice……………………………………………107 Figura 7.2 Diagrama mărita ce prezintă zona cu aliajele obţinute…………………………………….108 Figura 7.3 Localizarea eşantioanelor studiate pentru analiza influenței concentrației de aluminiu asupra disipării mecanice……………………………………………………………………………………..111 Figura 7.4 Influența concentraţiei aluminiului pentru cele trei teste………………………………….111 Figura 7.5 Localizarea eşantioanelor studiate și analiza influenței zincului asupra disipării mecanice..112 Figura 7.6 Influența concentraţiei de zinc asupra disipării mecanice pentru cele trei teste…………..112 Figura 7.7 Reprezentare tridimensională a evoluţiei disipării mecanice in funcţie de conţinutul de zinc și aluminiu…………………………………………………………………………………...……………113 Figura 7.8 Microstructura caracteristică a două probe: a) în stare martensitică (Cu-20.04Zn-10.9Al) la temperatură ambiantă și b) în stare austenitică la temperatură ambiantă (Cu-18.44Zn-11.25Al)…...…114

  . le Département des Sciences et Ingénierie des Matériaux de l' Université de Pitesti, Institut Pascal, laboratoire conjoint de l'Université Blaise Pascal et de l'Institut Français de Mécanique Avancée (IFMA), Clermont Ferrand, France.Le programme expérimental est décrit dans le tableau ci-dessous:

	III. 7 L'NR Caractérisation des échantillons afin de CRT ACTIVITE 8 déterminer l'influence de la déformation plastique sur la composition chimique et microstructure	balayage Microscopie optique Les équipements utilisés Four électrique Dilatomètre MEB DRX	Universite de Pitesti EMPLACEMENT ANALYSES Mesures des microstructures pour la comparaison entre états Université après coulée et laminage Technique d'Iasi Spectre d'énergie chimique Univ. Blaise Pascal émise par l'alliage
		Essais de traction et	avec résistance Machine de	Univ. Blaise	Essais mécaniques pour
	1	mesure du champ de Élaboration d'AMF variation de	traction et Moules de coulée continue camérainfrarouge	Pascal	déterminer la phase dans l'état initial
	9	température à la surface des éprouvettes	(cylindrique ou rectangulaire)		Essais mécaniques cyclique pour déterminer
					le champ de variation de
					température
	10	Traitement et	Logiciel Matlab	Univ. Blaise	Traitement des champs de
		interprétation des		Pascal	variation de température
		données			Détermination de la
		expérimentales			dissipation mécanique
					caractéristique de chaque
					alliage pendant le cyclage
					mécanique
	11	La corrélation entre la		Universite de	Traitement de donnes et
		dissipation mécanique-		Pitesti	établir les liaisons
		composition chimique-			suivantes : la dissipation
		microstructure			↔ la composition
					chimique,
					microstructure↔
					dissipation chimique
		Pitesti, Roumanie ;
	II.	Le Département de Sciences et Ingénierie des Matériaux, Université Technique Gh,
		Asachi, Iasi, Roumanie;

  où :s -est la source de chaleur produite ou absorbée par le matériau. Pour des raisons de lisibilité, la source de la chaleur est exprimé ici en °C / s. Cette unité est en fait obtenue en divisant la valeur initialement en W/m 3 par le produit densité × chaleur

	spécifique. La valeur, donnée en °C / s, nous permet de lire directement le changement
	de température qui serait observé en cas d'évolution adiabatique. Ce changement est
	évidemment différent pour une évolution non-adiabatique ;
	Θ -est la variation de la température (par rapport à la température initiale) moyennée
	sur la section observée de l'échantillon ;
	τ -est une constante de temps qui caractérise l'échange thermique global avec

l'extérieur. τ a été mesuré au cours d'un retour naturel à la température ambiante avec l'échantillon placé dans la même configuration que lors des essais mécaniques, c'est-àdire serré dans les mors de la machine d'essai. τ est ici égal à 18 s pour les deux échantillons.

  Elle est ici égale à la composante uniaxiale puisque la sollicitation est uniaxiale[START_REF] Rios-Jara | On the characterization and origin of the dislocations associated with the two way memory effect in Cu-Zn-Al thermoelastic alloys -I. Quantitative analysis of the dislocations[END_REF].La source de chaleur est négative lorsque la contrainte appliquée est positive (traction) et positives lorsque cette contrainte devient négative (compression). Son intégration dans le temps sur un cycle mécanique est égale à zéro. La source de chaleur et la température oscillent à la même fréquence que la charge. En outre, pour l'état d'équilibre (après un régime transitoire dont la durée peut être estimée à environ 3τ), la température oscille autour de la température ambiante. de même, la chaleur latente est aussi égale à zéro sur un cycle mécanique. La source de chaleur latente est positive quand la contrainte augmente (transformation AM)

phase, et enfin la dissipation mécanique, objet de l'étude conduite ici. La procédure pour extraire la dissipation mécanique est basée sur les propriétés suivantes dans le cas d'une sollicitation mécanique cyclique:  la chaleur produite par le couplage thermoélastique est égale à zéro sur un cycle mécanique. En effet, cette source de chaleur s'écrit -α T dσ/dt, où α est le coefficient de dilatation thermique du matériau, T la température en Kelvin (elle est à peu près constante pour les variations de température de quelques degrés) et σ la somme des contraintes principales du tenseur des contraintes, ou encore sa trace par définition. et négative lorsque la contrainte diminue (une transformation MA). En conséquence, la source de chaleur oscille à la même fréquence que celle de la charge, pour un bilan nul. En outre, comme le changement de déformation due au changement de phase est proportionnel au changement de la fraction de martensite, son intégration dans le temps sur un cycle de déformation contrôlée est égale à zéro.

La température oscille également à la même fréquence que la charge. Pour le régime stationnaire, ces oscillations s'effectuent autour de la température ambiante.

Évidemment, ces commentaires ne concernent pas les éprouvettes qui sont déjà martensitiques car aucune chaleur latente n'est produite par un quelconque changement de phase dans le matériau dans ce cas. En effet, la réorientation de la martensite ne produit pas de chaleur latente.

  s et se stabilise finalement. Dû à la moyenne temporelle, la variation dans le temps de la dissipation mécanique est directement déduite de la variation de la variation de température à l'aide de l'équation 1. Le résultat est montré sur la Figure5-b. Le pic initial doit être retiré de l'analyse (voir le commentaire ci-dessus en ce qui concerne la variation de la

	température moyenne au cours du premier cycle qui est immédiatement positive avec les
	conditions d'acquisition utilisées). On peut observer que la dissipation mécanique est presque
	constante en fonction du temps. Dans la pratique, cela signifie que la somme de dΘ/dt et de
	Θ/τ reste constante au cours des cycles. En particulier, pour l'état d'équilibre, comme dΘ/dt =
	0, la valeur est donnée par Θ/τ ≈0,17/18≈ 0,009°C/s. A noter que le bruit est dû au calcul du
	terme de la dérivée temporelle. Une dissipation mécanique moyenne égale à 0,0096°C / s est
	obtenue.

martensitique (échantillon M) pour ε = 2%, avec une fréquence d'acquisition correspondant à trois images/seconde. Chaque image thermique est désormais la moyenne de 50 images prises à 150 Hz. La durée totale de l'étape 3 est représenté (180 s). Une augmentation brusque de la température est observée au début du chargement cyclique. Ceci est simplement dû au filtrage créé par la moyenne temporelle (la variation moyenne de la température au cours du premier cycle est immédiatement positive, voir la partie VII.1). La température augmente alors encore pendant environ 60 La Figure 6 présente les résultats pour l'échantillon A. Le changement de température Θ augmente progressivement pendant environ 60 secondes, puis se stabilise. Des sources de chaleur négatives sont observées au début du chargement cyclique. Comme ci-dessus, c'est tout simplement dû au filtrage créé par la moyenne temporelle (le changement de la température moyenne sur le premier cycle est immédiatement négative, voir la partie VII.1).

Sauf pour cette limite, on observe que la dissipation mécanique est presque constante en fonction du temps. Une dissipation mécanique moyenne égale à 0,0093°C / s est finalement obtenue.

Le tableau 2 donne les valeurs de la dissipation mécanique obtenue pour les deux échantillons et pour les trois niveaux de contrainte ε. On peut observer que le même ordre de grandeur est obtenu dans chaque cas. On peut noter que la dissipation mécanique diminue légèrement quand ε augmente. Pour un échantillon M, ce résultat peut être expliqué par le fait que les variantes de martensite se réorientent progressivement lorsque le chargement augmente. La dissipation mécanique devrait être, au moins partiellement, liée au mouvement des interfaces entre les variantes de martensite. Il est tout à fait logique que la dissipation mécanique diminue lorsque les interfaces sont moins sollicitées.

  Les alliages à mémoire de forme sont des matériaux utilisés dans un nombre croissant de domaines pour leurs propriétés intéressantes, d'où des études aussi en nombre croissant qui sont développées ces dernières années sur ces alliages en utilisant différentes techniques expérimentales : analyse en microscopie électronique et propriétés mécaniques notamment.Cette étude propose une méthode expérimentale basée sur la thermographie infrarouge pour évaluer la dissipation mécanique dans des échantillons d'AMF soumis à chargement cyclique mécanique (c'est à dire sous transformation de phase induite par la contrainte). Les applications étaient réalisées sur des échantillons de Cu-Zn-Al soit dans l'état austénitique soit dans l'état martensitique, chacun d'eux disposant d'une réponse thermique spécifique. Ce type d'approche expérimentale peut être utilisé pour la conception de matériel AMF en termes de compositions chimiques. En effet, un lien entre la composition chimique et l'irréversibilité de transformation peut être théoriquement établi : le niveau d'incompatibilité cristallographique entre des phases est une fonction des paramètres de maille[START_REF] Rapaciolli | The influence of short-range disorder on the martensitic transformation in Cu-Zn and Cu-Zn-Al alloys[END_REF][START_REF] Wayman | An introduction to martensite and Shape Memory in Engineering aspects of Shape Memory Alloys Butterworth Heineman[END_REF], et ce dernier est régi par la composition chimique.

	Une des nouvelles techniques utilisées récemment et introduite dans cette thèse est d'analyser
	les propriétés des cartes de températures prises par des caméras infrarouges pendant un
	chargement cyclique de traction exercé à l'aide d'une machine d'essai.
	Dans ce mémoire nous avons étudié l'évolution de la température sur la surface des

AMF Cu-Zn-Al qui sont exposés à un cycle de traction. La réponse mécanique ainsi obtenue se présente sous la forme de cartes de température en surface qui sont ensuite moyennées dans la cadre de l'approche « 0-D ». Ces valeurs sont ensuite traitées pour obtenir des sources de chaleur dégagées pendant la transformation de phases or ou la transformation de l'une à l'autre de variantes de martensite en fonction de composition chimique (nous avons tester 31 échantillons) et de l'histoire thermomécanique des échantillons. L'effet thermomécanique qui existe dans tous les matériaux est dû au couplage thermoélastique (également appelé couplage isentropique), qui est le couplage entre la température et la partie élastique de la déformation.

Le chargement est 'complexe' et nécessite une machine de traction adaptée et performante.

Le traitement numérique des données thermiques est relativement rapide, notamment pour trouver des champs des amplitudes de température. Il l'est un peu moins pour la détermination des sources de chaleur. Ce traitement nous donne des données importantes avec lesquelles nous pouvons interpréter les résultats en termes de dissipation mécanique.

La méthode expérimentale proposée dans la présente étude est complémentaire à d'autres techniques "plein champ" pour analyser les microstructures martensitiques. Coupler les mesures impliquant à la fois l'infrarouge et les mesures optiques devraient fournir des résultats intéressants sur les microstructures martensitiques dans le futur.

Les AMF se caractérisent par une très bonne réversibilité de transformation de phase solide-solide qui se produit dans ces matériaux. Il est donc logique que la production de chaleur associée à l'irréversibilité mécanique du changement de phase soit très faible par rapport à d'autres termes de sources de chaleur tel que celui dû au couplage thermoélastique et à la source de chaleur latente.

Les applications nécessitant une longue durée de l'effet de mémoire ou la superplasticité nécessitent des AMF à faible irréversibilité mécanique de la transformation de phase. Au contraire, les applications nécessitant de fortes propriétés d'amortissement doivent AMF avec irréversibilité mécanique supérieure, ce qui justifie pleinement que l'on ait conduit ce travail de défrichage sur la mesure de la dissipation mécanique dans ces matériaux.

Annexe 2 du résumé étendu -Tableaux

  Introducere .................................................................................................................................................. 1.1 Clasificarea aliajelor cu memoria formei ......................................................................................... 1.2. Transformarea martensitică în AMF ................................................................................................ Termodinamica transformării martensitice ...................................................................................... Aspecte cinematice ale transformării martensitice........................................................................... 1.3 Proprietăţile termomecanice ale AMF din sistemul Cu-Zn-Al ...................................................... 1.4 Considerente privind obținerea aliajelor cu memoria formei ........................................................ 1.4.1 Criterii de alegere a compoziţiei chimice................................................................................................. 1.4.2. Obținerea AMF pe bază de Cu-Zn-Al ...................................................................................................... Termografia în infraroşu pentru studiul AMF ......................................................................................... 1.6.2 Cadrul termodinamic ............................................................................................................................... -Termodinamica Proceselor Ireversibile ................................................................................................... Radiaţia termică: natură și emisivitate ..................................................................................................... 1.6.5 Ecuaţia căldurii în 0D .............................................................................................................................. i. Simplificarea ecuației difuziei de căldură ................................................................................................

	Specimen Cuprins	Chemical	Groupe	Groupe	Groupe	Theoreti	Initial state of
	number Partea I-a		composition	A	B	AB	cal	alloy(M -
	(at. %) Zn CAPITOLUL 1-STADIUL ACTUAL AL CERCETĂRILOR PRIVIND AMF PE BAZĂ DE CUPRU ........... Ms(°C) martensite, A-austenite, AM -Al
									austenite -
									martensite)
	1			19.15	13.3	B Mémoire en roumain 80	M
	4			19.82 12.15				85	-
	5			19.35 13.01		B		120	-
	7	1.2.1	18.81 12.86				160	M
	8	1.2.2	17.91 12.72 20.95 13.83	A	B	AB	110 -5	M A
				19.17 14.02		B		65	M
				16.74 14.51		B		160	-
				16.15 14.38		B		215	-
				15.69 14.28		B		220	-
				16.93 13.86		B		200	M
				12.5	13.15		B		10	A
			14 12.98 13.92 13.6 Alierea ...................................................................................................................................................... B 15 A B 20 A
			13.51 13.92 Turnarea .................................................................................................................................................. B 25 AM
				14.23 14.35		B		30	AM
			21.53 Tratamentul termic primar sau betatizarea ............................................................................................. 8.42 A 170 M
	19.31 19.19 1.5 Influența compoziţiei chimice asupra proprietăților AMF ............................................................ 11.6 120 M 9.11 230 M
	18.15 10.19 1.6 Studiul variației temperaturii AMF în timpul încercărilor mecanice ............................................. A 290 M
				20.87	8.42				70	AM
	1.6.1 -	22.8 22.02 11.37 9.82 20.6 13.24 19.38 13.39 20.98 13.07 Inegalitatea lui Clausius-Duhem .............................................................................................................. A 160 M 40 M A B AB 25 AM B 35 AM A B AB 50 M
	Tableau 1. Composition chimique des échantillons parallélépipédique Cu-Zn-Al testée
	1% 1.6.3 Ecuaţia difuziei de căldură ....................................................................................................................... 2% 3%
	1.6.4		ε
				Specimen
					M 0.0109 0.0096 0.0078
					A	0.0110 0.0093 0.0082
	Tableau 2. Dissipation mécanique (en °C/s) mesurée pour deux types différentes d'
	échantillons

CAPITOLUL 1-STADIUL ACTUAL AL CERCETĂRILOR PRIVIND AMF PE BAZĂ DE CUPRU

	Introducere
	Aliajele cu memoria formei (AMF) se remarcă prin proprietăți impresionante. Denumirea lor este
	legată de efectul de memoria formei și de comportamentul superelastic, proprietăți care au la bază
	particularitatea transformării martensitice în aceste aliaje.
	Prima menținue din literatră cu privire la această categprie de aliaje este din anul 1932, când A.
	Ölander a prezentat în cadrul unei întruniri ştiinţifice a Societății Metalografice Suedeze un aliaj Au-Cd
	cu o elasticitate de cca. 8%. De atunci și până astazi au fost definite efectele de memoria fomrei și
	superelasticitatea și s-au făcu progrese importante în dezvoltarea acestor materiale. Astăzi, aliaje cu
	memoria formei sunt utilizate în industrie, medicina, aeronautica și în multe alte domenii.
	Lucrarea de față este elaborată în colaborare româno-franceză, în triplă tutelă, conform
	acordurilor stabilite între Universitatea din Pitești, Universitatea Blaise Pascal din Clermont Ferrand și
	Universitatea Tehnică Gh. Asachi din Iași.

  Tabel 1.2 Principalele proprietăţi ale aliajelor cu memoria formei.

	Rezistenţa la oboseală 10 6	µm	350	270	350 de realizat
	cicluri Prelucrabilitatea		Dificilă	Foarte bună	Dificilă
	Dimensiunea grăunţilor Raporturi de cost		1 -100 10 -100	50 -150 1 -10	25 -100 1,5 -20
	Anizotropie elastică
	2C 44 (C 11 -C 22 ) -1		2	15	13
	Temperaturile de	°C	-200 la 120	-200 la 150	-200 la 200
	transformare a formei		200 la 300
	memorate		(NiTiPd)
		°C	108 la 170	5 la 20	20 la 40
	Histerezis termic	%	(NiTiZr)	4 -6	4 -6
	Proprietate Deformaţia recuperabilă prin memorie întru-un singur sens Punct de topire Sub 10 5 cicluri	Unitate de % măsură °C %	4 la 120 Ni-Ti 6 -8 1240 -1310 6 -8	Cu-Zn-Al 4 950 -1020	Cu-Al-Ni 4 1000 -1050
	Densitate Sub 10 7 cicluri	10 3 kgm -3	6,4 -6,5 2	7,8 -8	7,1 -7,2
	Conductivitate termică 20 °C Deformaţie recuperabilă prin Coeficient de expansiune memorie în dublu sens Sub 100 cicluri termică a martensitei Căldura specifică a Sub 10 5 cicluri	Wm -1 K -1 % % 10 -6 K -1 % Jkg -1 K -1 %	10 -18 0,5 8,6 -6,6 3,2 -5 470 -620 6	120 0,8 -4 1 17 0,8 390 0,5	1 -2 75 1 -1,2 17 0,8 400 -480 0,5
	martensitei Sub 10 7 cicluri	°C	2	150 -200	300
	Entalpia de transformare Capacitatea de amortizare	Jkg -1 % SDC	19000 400	7000 30 -85	9000 10 -20
	(dependentă de frecvenţă şi		Similar cu seriile	Similar cu	Similar cu
	Comportament la corodare de amplitudine)		300 de oţel	bronzurile cu	bronzurile
	Deformaţie superelastică	%	inoxidabil 15 -20	aluminiu 10	cu aluminiu 10 -15
	Compatibilitate biologică Monocristal		Excelentă	Slabă 2 -5	Slabă 1 -2
	Rezistenţă la uzură Policristal		Bună 10	-	-
	Susceptibilitate magnetică Înmagazinarea energiei	J/g	3x10 6 4 -10	-1,8	-1
	Modulul lui Young mecanic superelastice	GPa MPa	70 -98	70 -100 400 -700	80 -100 300 -600
	G martensită Deformaţia recuperabilă	GPa J/g	27 8	-1	-
	Rezistenţa la rupere Controlul compoziţiei, topirea şi turnarea martensită Forţa maximă de tracţiune martensită materialelor Prelucrare prin laminare şi Alungirea la rupere martensită extruziune Prelucrare la rece	MPa MPa % MPa	100 -800 Cu dificultate, în vid 800 -1000 Foarte dificilă 15 -60 Dificilă	150 -350 Relativ uşor, în aer 400 -900 Relativ 10 -15 uşoară Restricţionată Foarte greu Relativ 150 -300 uşor, în aer 500 -1000 Relativ uşoară 5 -12

  Pitești, Laboratorul de Știința și Ingineria Materialelor din Pitești;  Universitatea Tehnică Gh. Asachi , Laboratorul de Știința și Ingineria Materialelor din Iași;

	Tabelul 2.1 Descrierea programului experimental Caracterizarea Microscopie optică	UPIT	Determinări
	NR. CRT 8	ACTIVITATEA eşantioanelor în vederea stabilirii influenţei deformării plastice asupra microstructurii si compoziției chimice	ECHIPAMENTE FOLOSITE Cuptor electric cu rezistenta MEB DRX	LOCAȚIA Universitatea Tehnica Iaşi Universitatea Tehnica Iaşi Univ. Blaise Pascal	DETERMINĂRI Alegerea aliajelor studiate microstructurale pentru comparații între starea turnată și starea laminat Spectrul energiilor chimice emise de aliaj
	1	Elaborarea AMF Teste de tracţiune și înregistrarea câmpului de	Forme de turnare continuă (cilindrică Cuplajul dintre mașina de tracțiune și paralelipipedică) și camera cu	Univ. Blaise Pascal	Alegerea compoziției Teste de încercări chimice mecanice cu Fabricarea AMF Cu-determinarea fazei în
	9	temperatură	infraroșu		Zn-Al și Cu-Al-Ni stare inițială
					Teste de ciclaj mecanic
	2 10	Caracterizarea microstructurii şi proprietăţilor aliajelor în stare turnată Prelucrarea și interpretarea datelor experimentale	Microscopie optica Dilatometru MEB DRX Programul Matlab	UPIT Universitatea Univ. Blaise Pascal Tehnica Iaşi	cu determinarea Analiza câmpului de microstructurală temperatură Determinarea efectului Prelucrarea câmpului de memoria formei de temperatură și determinarea evoluției Determinarea fazelor temperaturii în timpul constituente testelor
	3	Tratamente termice de punere în soluţie	Cuptor cu rezistență Univ. Teh. Iaşi	Evidențierea efectului Determinarea disipării de memorie mecanice caracteristice
					fiecărui aliaj în timpul
					ciclajului mecanic
		Controlul	Spectrofotometru cu	Univ. Tehnică	Determinarea
	11 4	compoziţiei chimice Determinarea legăturii disipare	scânteie	din Iași UPIT	Prelucrarea datelor compoziției chimice termomecanice și
	5	Caracterizarea AMF după tratamente mecanică, compoziție chimică, microstructură	Microscopie optica MEB	UPIT Universitatea	stabilirea legăturii Analiza disipare, concentrație, microstructurală microstructură
			DRX	Tehnica Iaşi	Determinarea fazelor constituente
		Deformarea plastica	Instalaţie de	U Tehnica	Micșorarea grosimii
	6	turnată şi după a aliajelor în stare	laminor deformare tip	Iaşi	AMF fabricate
		tratamentul termic
					Determinarea punctelor
	7	Analize calorimetrice Calorimetru	Univ. Tehnica Iaşi	critice ale temperaturilor de transformare(Af,Ms,As ,Mf)

 Universitatea Blaise Pascal, Laboratorul de Mecanică și Inginerie (LaMI), Institutul Francez de Mecanică Avansată(IFMA) Programul experimental este descris în tabelul de mai jos:

2.4. Analiza microstructurală prin microscopie electronică -SEM Microscopul

  Analiza spectrală complet automată este folosită în cazul analizelor de rutină atât în industrie cât şi în multe laboratoare. Principalele caracteristici tehnice ale detectorului EDX sunt prezentate în tabelul 3.1 iar imaginea acestuia în figura 3.3. Acest tip de analiza a fost făcută pentru determinarea compozițiilor chimice ale aliajelor elaborate. electronic este nelipsit în multe laboratoare. Cercetătorii îl folosesc pentru a examina material biologic (cum ar fi microorganisme şi celule), diferite molecule mari, probe de biopsie medicală, metale şi structuri cristaline, şi caracteristicile diferitelor suprafeţe. Microscopul electronic este folosit extensiv pentru inspecţia şi asigurarea calităţii în industrie, inclusiv, în mod deosebit, în fabricarea dispozitivelor semiconductoare.

	Tabelul 3.2 Comparaţie între examinarea la microscopul optic (MO) şi microscopul electronic cu baleiaj
	(SEM)
	PROBĂ/CARACTERISTICI	MO	SEM
	Tabelul 3.1 Caracteristici tehnice ale detectorului EDX utilizat pe un echipament SEM pentru Modul de examinare La presiune atmosferică În vid
	microanaliză cantitativă şi calitativă Starea de agregare	Solidă	Solidă
	Tipul de detector	UHV-Si(Li) Lichidă
	Aria activă	Conductivitate electrică	10/20/30/80 mm 2 Nu este necesară	Necesară (în vid
	Materialele ferestrei	Dura-Berylium 8 μm	înaintat)
	Materialul colimatorului Adâncime de câmp	Zirconiu Mică	Mare
	Intrarea radiaţiilor Rezoluţie maximă	Axială sau înclinată 3200 Ǻ (uzual)	35 Ǻ (uzual)
	Stabilitate		0…1,2 bari (-15…+3 psi), <±0,3 bari/s (5psi/s) 1000 Ǻ (condiţii speciale) 5 Ǻ (tun cu emisie în
	Viteza maximă de numărare	1 000 000 cps (în funcţie de procesorul de semnal) câmp)
	Timpul de formatare recomandat	1 … 50 μs
	Rezoluţia energiei Tabelul 3.3 Comparaţie între caracteristicile microscoapelor electronice cu baleiaj (SEM) şi ale celor cu >129 eV (MnKa, 1000 cps)
	Răcire transmisie (TEM)	Azot lichid
	Modurile de răcire CARACTERISTICI	Aprox. 0,5 l/zi SEM	TEM
	Temperatura de operare Rezoluţie maximă	0 … 35 °C 5 Ǻ	1 Ǻ
	Temperatura de depozitare Tensiune de accelerare	-10 … +55 °C, < 90% umiditate relativă 0,2 ÷ 50 kV 20 ÷1250 kV
		Forma probei	Masivă	Film subţire
			Topografia suprafeţei	Structură internă
		Imagine	permite imagini	Imagini de înaltă rezoluţie
			stereoscopice
	În tabelele 3.2 şi 3.3 sunt prezentate comparaţii între principalele microscoape utilizate în analiza
	materialelor.

În ceea ce priveşte modul de utilizare, detectorul EDX beneficiază de tunul de electroni şi de incinta vidată a microscopului cu scanare de electroni, dar în rest are separat unitatea de preluare a semnalului şi de procesare şi înregistrare a acestuia. Pentru analiza datelor captate de detectorul EDX este folosit soft-ul Quantax care se porneşte prin dublu clic pe iconiţa de pe desktop sau din programul Start

[START_REF] Samaca Martinez | Filler efects on the thermomechanical response of stretched rubbers[END_REF]

.

3.

  Tabelul 3.4 Principalele caracteristici ale mașinii de tracțiune MTS±15kN

	Specificațiile tehnice	Model Standard	Model Extins
	Capacitatea	15 kN	15 kN
	forței(maximă)
	Spațiu de testare pe	789 mm	1289 mm
	verticală
	Distanța dintre	460 mm	460 mm
	coloanele de testare
	Înălțime totală	1687 mm	2187 mm
	Greutate totală	192 kg	231 kg

Cu-22.633Zn-6.44Al

  Al doilea aliaj cu memoria formei studiat are compoziţie chimică prezentată în tabelul 4.2 : Tabelul 4.2. Compoziţia chimica a celui de-al doilea aliaj cu memoria formei studiat În figura 4.10 c) este prezentată micrografia unei probe tratate termic la o mărire de 500X. Se constată că proba prezintă structură martensitică la temperatura ambiantă. Scopul acestor micrografii nu este acela de a efectua o analiza microstructurală ci de a arăta existența fazei martensitice la temperatură ambiantă. Punctele critice sunt determinate ca și la aliajul prezentat anterior prin două metode: DSC și analiza dilatometrică.

	b) Analiza DSC
	Prin DSC se pune în evidență existența unei modificări în structura internă a materialului odată
	cu creşterea temperaturii.
	În figura 4.12 este prezentată termograma DSC pentru proba de AMF Cu-22.63Zn-6.44Al, care a
	avut greutatea egală cu 23,5 mg și pentru care s-au identificat valorilor temperaturilor As și Af. Aparatul
	utilizat nu dispune de sistem de răcire. Intervalul de temperaturi în care s-a făcut analiza a fost 25-
	500°C. Sunt înregistrate două picuri, primul dintre ele este exoterm si corespunzător transformării de
	fază cu vârful la 231,7 °C și al doilea la 479 °C.
	4.2 Compoziția chimică a aliajului studiat
	Element	concentrația	concentrația
		(mas.%)	(at.%)
	Cupru	70.94	65.63
	Zinc	22.63	20.34
	Aluminiu	6.44	14.03
	Total	100	100
	a) Analiza microstructurală
	Microstructura acestui aliaj, determinată prin microscopie electronică cu baleiaj în starea turnată și după
	tratamentul termic primar al AMF este prezentat în figura 4.10. În primele două imagini a) și b),
	microstructura corespunzătoare AMF Cu-22.633Zn-6.44Al prezintă variante de martensită primare și
	secundare, intersecţia a trei grăunţi cu planul habital bine definit și limita de creştere a martensite la

nivelul graniței grăunților. Impuritățile ce apar pe suprafața studiată sunt datorate procesului de pregătire a probei în vederea analizei metalografice a probei.

  4.6 Prezentarea parcursului materialului până la forma paralelipipedica și analiza finală a AMF

	Tabelul 4.3 -Aliajele elaborate sub formă cilindrică în laboratorul de SIM, Iași
	Element	Cupru (%	Zinc (%	Aluminiu (%	Alte(% masice)
	chimic/aliaj	masice)		masice)		masice)
	Cu-Zn-Al 01		75,81		17,52			6,67
	Cu-Zn-Al 02		74,96		18,23			6,82
	Cu-Zn-Al 03		71,24		22,75			6,01
	Cu-Zn-Al 04		75,9		17			7,09
	Cu-Zn-Al 05		72,55		19,56			7,89
	Cu-Zn-Al 06		72,28		19,47			8,24
	Cu-Zn-Al 07		76,5		16,63			6,88
	Cu-Zn-Al 08		73,37		17			8,8	Fe = 0,84
	Cu-Zn-Al 09		71,19		20,54			8,27
	Alegerea comp. chimice Cu-ZnAl 10 (28)		Topirea metalelor 74	Epruveta în stare turnată 20	6	Îndepărtare turnare reţelei de	mecanică Prelucrare
	Cu-ZnAl 11 (8)		72		23			5
	Cu-ZnAl 12 (6)		73,3		19,5			6,75	Co=0,6	Tratament termic
	Cu-ZnAl 13(20)		71		23			6	primar
	Probă Cu-ZnAl 14 (22)		74,5	Prelucrare	20	Deformare plastică 5,5	Analize(SEM, DSC,
	paralelipipedică Cu-ZnAl 15 (23)	74	mecanică	21	(laminare)	5	Dilatometrie)
	Cu-ZnAl 16 (24)		71		20			9
	Cu-ZnAl 17 (29)		66		32			2
	Cu-ZnAl 18 (26)		70		26			4
	Cu-ZnAl 19 (19)		71		20			9

.2 Procedura de testare

  Procedura de încărcare mecanică este similară celei descrise în 6.3. Analiza câmpului de căldură a fost făcută pe perioada ciclajului mecanic. A fost determinată disiparea mecanică caracteristică a trei niveluri de deformație: 1, 2 și 3,2 %. Valorile caracteristice disipării mecanice se găsesc în intervalul 45*10 -4 -115*10 -3 °C/s și sunt prezentate în tabelul 7.2.

	Numărul probei 29L 30L 32L 34L 7.1Tabelul 7.2. Disiparea mecanică produsă de eșantioanele testate în timpul fiecărui nivel de deformație Cu% (wt) Zn% (wt) Al% (wt) IMP. % Cu+Zn +Al Cu% (at) Zn% (at) Al% (at) IMP. % 70,29 26,17 3,40 0,054 99,946 67,73 24,49 7,71 0,07 73,45 21,19 5,31 0,086 99,914 68,87 19,30 11,73 0,1 74,06 21,57 4,31 0,034 99,966 70,36 19,93 9,66 0,11 73,91 22,09 4,96 0,093 99,907 68,95 20,04 10,90 0,06 impusă
	35L		74,17 21,34	4,45	0,034 99,966 70,36	19,65	9,94	0,11
	36L		74,88 19,30	5,75	0,047 99,953 69,83	17,48	12,62	0,05
	38L Număr	72,60 21,21 Zn (at. %) 6,12	0,11 Al (at. %)	99,89	67,38 Disipare mecanică (°C/s) 19,11 13,39 0,06
	39L eșantion	73,44 20,36	6,12	0,041 99,959 68,21 ε=1%	18,35 ε=2%	13,39	0,05 ε=3,2%
	Tabelul 7.1. Compozițiile chimice ale eșantioanelor studiate 40L 74,53 20,17 5,06 0,074 99,926 70,22 8 20.24 14.00 0.0041591 16.74 15.05 0.0071938	18,44 0.0052199 0.008519	11,25	0.0048446 0,05 0.0070929
	Numărul		Cu%	Zn% 14.13	Al%	IMP. 13.90	Cu+Zn 0.0067102 Cu%	Zn% 0.0076923	Al%	IMP. 0.0060225
	probei		(wt)	(wt) 13.66 13.70	(wt)	% 14.13 14.34	+Al 0.010964 (at) 0.010322	(at) 0.009342 0.010456	(at)	% 0.0082051 0.0087861
	1L		73,21 20,71 14.53	6,02	0,026 99,974 68,06 14.35 0.009337	18,73 0.01037	13,19	0,02 0.0074568
	4L		71,22 21,76 22.49 19.30	6,97	0,036 99,964 65,43 7.71 0.0076913 11.73 0.0064233	19,45 0.0091304 0.0084875	15,07	0.01068 0,05 0.0060324
	5L		70,62 23,06 19.19	6,21	0,047 99,953 65,55 9.11 0.010428	20,83 0.010591	13,57	0,05 0.0096122
				19.93		9.66	0.0072348	0.011321	0.0072074
	7L		72,96 20,84 20.04	6,11	0,086 99,914 67,75 10.90 0.0088848	18,83 0.0080857	13,34	0,08 0.010553
	8L		71,01 22,52 19.65	6,41	0,039 99,961 65,72 9.94 0.009673	20,24 0.010202	14,00	0,04 0.0093783
				17.48		12.62	0.007721	0.008421	0.0083714
	10L		78,59 15,21 19.11	6,13	0,042 99,958 72,86 13.39 0.0063067	13,72 0.0063204	13,37	0,05 0.0062745
	11L		74,50 18,40 18.35 18.44	7,06	0,035 99,965 68,31 13.39 0.0088537 11.25 0.0076742	16,38 0.0077593 0.0081481	15,27	0.0061428 0,04 0.0061896
	12L	4	75,08 18,05 19.45	6,78	0,039 99,961 64,12 15.07 0.007500	16,15 0.0080667	14,69	0,04 0.0074287
	14L	5 7	73,87 19,23 20.83 18.83	6,83	0,042 99,958 67,96 13.57 0.010895 13.34 0.0076321	17,19 0.0096575 0.010234	14,49	0.0078112 0,06 0.006544
	15L		73,63 19,40 16.38	6,90	0,042 99,958 67,67 15.27 0.0090501	17,34 0.0096776	14,94	0,05 0.0068544
	16L		74,93 18,17 16.15 17.19	6,86	0,033 99,967 68,88 14.69 0.0062941 14.49 0.0096564	16,24 0.0068252 0.011183	14,84	0.0062147 0,04 0.0082537
	17L		74,21 18,76 17.34	6,97	0,043 99,957 68,15 14.94 0.005551	16,74 0.0061599	15,05	0,06 0.0056728
	19L	1	77,78 15,77 16.24 19.15	6,38	0,167 99,833 71,79 14.84 0.0061814 13.19 0.0050582	14,13 0.0082659 0.0055346	13,90	0.0059582 0,18 0.004831
	20L		78,21 15,25 13.72	6,49	0,034 99,966 72,17 13.37 0.0065438	13,66 0.0072177	14,13	0,04 0.0056103
	21L		78,03 15,30	6,61	0,043 99,957 71,90	13,70	14,34	0,06
	24L		77,12 16,21	6,61	0,039 99,961 71,07	14,53	14,35	0,05

Conformément à la convention de co-tutelle établi entre l'Université de Piteşti et l'Universté Blaise Pascal, ce mémoire comprend un résumé étendu en français suivi d'un document complet écrit en roumain.