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REPUBLIQUE ALGERIENNE DEMOCRATIQUE ET POPULAIRE
MINISTERE DE L’ENSEIGNEMENT SUPERIEUR
ET DE LA RECHERCHE SCIENTIFIQUE
UNIVERSITE D’ORAN ES-SENIA
FACULTE DES SCIENCES
DEPARTENT DE PHYSIQUE
Mémoire de Magister présenté par
Monsieur Lekhal Kaddour
Etude des propriétés nanomécaniques des couches minces
de carbure de bore CB4
Soutenu le :
Devant le jury :
A. F. Djemai Pr. Université d’Oran es-sénia Président
K. Driss-Khodja Pr. Université d’Oran es-sénia Examinateur
D. Sib Pr. Université d’Oran es-sénia Examinateur
S. Labdi MC Université d’Evry Paris Co-rapporteur
M. Ghamnia Pr. Université d’Oran es-sénia Rapporteur
Table des matières
Table des matières
Introduction…………………………………………………………………………………...1
Chapitre II Généralités sur les nannomatériaux…….……………………………………..3
1. Les nanomatériaux…………………………………………………………………………..4
2. Les couches minces…………………………………………………...……………………..4
2.1 Définition des couches minces…………………………………………………………..4
2.2 Croissance des couches minces……………………………………...…………………..5
2.2.1 Phénomènes au contact…………………………………..……………………..5
2.2.1.1 Nucléation et croissance en trois dimensions…………….…………………..6
2.2.1.2 Nucléation et croissance en deux dimensions ……..…………………………7
2.2.1.3 Nucléation et croissance de Stranski-Kastanov……..……..…………………7
2.2.3 Croissance du dépôt et microstructure……………..……...……………………7
Modèle SZM (Structure Zone Model)……………..…………...…………………8
Modèle de Thornton ……………………………..…………..……………………8
3 Procédé d’élaboration : la pulvérisation cathodique………..………..………………………9
Bibliographie du chapitre I……………………………….………………..…………………14
Chapitre II Nanoindentation : considérations théoriques……….………………………..15
1 Définition des propriétés mécanique : Dureté et L’élasticité……………………….………16
1.1 L’élasticité – module de Young………………………………………………..………16
1.2 Dureté……………………………………………………………………………..……16
2 Indentation de matériaux massifs - Théorie de Hertz………………………………………17
2.1 Introduction……………………………………………………...……………………..17
2.2 Les principaux résultats du modèle de Hertz……………………………..……………18
3. Caractérisation des propriétés mécaniques………………………………………...………19
3.1 L’indetation quasi-statique…………………………………………………..…………19
3.1.1 Comportement des matériaux……………………………………….……………21
3.1.2 Aire de contact……………………………………………………………………22
Table des matières
3.1.3 Calcul du module de Young, de la dureté et du retour élastique…………………24
Modèle de Doerner et Nix……………………………………………………..……25
Modèle de Oliver et Pharr……………………………………………………..……25
3.2 Limites de validité des modelés pour le calcul du module d’Young et de la dureté..…26
Bibliographie du chapitre II………………………………………………..…………………28
Chapitre III Mise en œuvre de la technique de nanoindentation…………………...……29
1. Présentation de la nanoindentation………………………………………………………...30
1.1 Principe de la nanoindentation…………………………………………………………30
1.2 Calibration du nanoindenteur……………………………………………..……………31
Détermination de la complaisance………………………………………..……………31
Détermination de la fonction d’aire……………………………………………………33
1.3 La dérive thermique……………………………………………………………………34
2. Résultas et discussion………………………………………………………………………35
2.1 Influence de la charge……………………………………………...………………..…35
Silice fondue…………………………………………………………….…………..…35
Silicium……………………………………………………………….……………..…37
2.2 Profil de dureté…………………………………………………………………………41
a) Pointe conique……………………………………………………………….………41
b) Pointe Berkovich……………………………………………………………………42
c) Pointe coin cube………………………………………………………………..……43
2.3 Module d’Elasticité…………………………….………………………………………47
a) Pointe conique……………………………………………………………….………48
b) Pointe Berkovich……………………………………………………………………49
c) Pointe coin cube………………………………………………..……………………50
Bibliographie du chapitre III………………………………...…………..……………………52
Chapitre VI Etudes des propriétés mécaniques des films B4C………...…………………53
1. Caractéristiques du carbure de bore…………………………………………..……………54
2. Propriétés mécaniques des films du carbure de bore B4C……………………………….…55
2.1 Propriétés physico-chimique des substrats……………….………………...……….…56
2.2 Paramètres de dépôts utilisés……………….……………………………………….…56
2.3 Microstructure des échantillons réalisés……………….…………………………....…58
2.4 Propriétés mécaniques des films B4C élaborés par pulvérisation cathodique DC….….58
Table des matières
2.5 Propriétés mécaniques des films B4C élaborés par pulvérisation cathodique DC
magnétron………………………………………………………………………………..……62
L’influence du substrat....................................................................................................62
L’influence de la tension de polarisation et de la température……………………..…66
Effet de la tenure en azote N2..........................................................................................72
3. Conclusion…………………………………………………………………………………75
Bibliographie du chapitre VI……………………………………………………….…………76
Conclusion générale…………………………………………………………………………79
Introduction
1
Introduction
Durant les deux dernières décennies, des techniques d'indentation instrumentée
et rayage ont été mises au point pour sonder la matière à l'échelle du micro- voire du
nanomètre. Ces techniques permettent d'enregistrer la charge appliquée sur la surface
d'un matériau en fonction du déplacement de l'indenteur. L'analyse des courbes
obtenues permet de déterminer diverses grandeurs mécaniques, en particulier le
module d'indentation, la dureté, voire la ténacité. Ces propriétés traduisent la
résistance des matériaux aux déformations élastiques, plastiques et à la fissuration.
La compréhension des propriétés mécaniques aux faibles échelles est indispensable
pour, par exemple, développer de nouveaux systèmes micro- et nano-
électromécaniques (MEMS et NEMS) ou de nouveaux matériaux (matériaux
nanostructurés, ultradurs). En effet, les nano-matériaux sont plus durs que leurs
équivalents massifs. Rappelons que les matériaux durs sont très utilisés dans
l'industrie (outils de coupe, abrasifs, instruments chirurgicaux, implants, prothèses,
etc.) sous forme de couches minces (revêtements) ou massifs. Néanmoins, seuls le
diamant (90 GPa), le nitrure de bore cubique (60 GPa) et le carbure de bore (40 GPa)
ont une dureté supérieure à 35 GPa : En pratique, tout nouveau matériau ayant une
dureté supérieure à 35 GPa, et facile à élaborer, permettrait des avancées
technologiques certaines.
Du point de vue théorique, l'indentation est un problème de contact, qui a été
partiellement résolu. Divers points fondamentaux ne sont pas pris en compte dans les
Introduction
2
modèles courants (notamment les effets d'échelle) ou bien sont de résolution
complexe comme la plasticité (effet d'échelle et de taille, lois d'écoulement, micro et
nano-structure...) tandis que la dureté des nano-matériaux pose de nouvelles
questions.
L’objectif de ce travail est d’abord de développer une méthodologie expérimentale
permettant la détermination des propriétés nanomécaniques. Nous nous sommes
ensuite intéressés à l’élaboration d’un nouveau matériau : le carbure de bore, par la
technique de pulvérisation cathodique DC magnétron.
Ce mémoire se compose de quatre chapitres.
Le premier chapitre présente une étude bibliographique sur les nanomatériaux et
leurs fonctionnalisations.
Le second chapitre traite de la théorie liée à la nanoindentation. Dans le chapitre III
nous détaillerons les difficultés d’interprétation relatives à cette technique et en
particulier celles liées à des profondeurs de pénétration nanométriques. Dans le
dernier chapitre, nous aborderons les résultats obtenus sur les couches minces de
carbure de bore et montrerons l’importance du substrat dans la réponse mécanique
du système étudié.
Introduction
3
Chapitre I Généralités sur les nanomatériaux
3
Chapitre I
Généralités sur les nanomatériaux
Après une brève introduction sur la définition d’un nanomatériau, la croissance des couches
minces et le principe de la pulvérisation cathodique seront présentés.
Chapitre I Généralités sur les nanomatériaux
4
1. Les nanomatériaux
Un nanomatériau est composé ou constitué de nano-objets (dont la taille est comprise entre 1
et 100 nm) qui présente des propriétés spécifiques de l’échelle nanométrique [1].
Les nano-objets peuvent présenter sous la forme de particules, de couches minces ou de
constituants structurels.
Les nano-objets sont utilisés en tant que tels (comme catalyseur [2], pour transporter les
médicaments [3], pour le polissage de wafers et disques durs en microélectronique [4]…), soit
en vue d’élaborer des matériaux nano-structurés en surface.
La réalisation d’un revêtement à partir de nano-couches élémentaires ou de multi nano-
couches permet de doter la surface de propriétés préalablement déterminées (résistance à
l’érosion, résistance à l’oxydation, résistance à l’abrasion, etc.) ou de lui conférer de nouvelles
fonctionnalités en termes :
• de dureté ;
• d’adhérence (tribologie) ;
• de résistance à la corrosion ;
• de propriétés optique et/ou électrique.
Les procédés de fabrication s’appuient sur des principes de dépôt physique (PVD) ou
chimique (CVD). Ce dernier procédé d’élaboration se prête particulièrement bien à la
fabrication de ce type de revêtements [5,6].
2. Les couches minces
2.1 Définition des couches minces
Une couche mince est un dépôt pour lequel l’apport de matière a lieu atome par atome.
Parfois, l’épaisseur peut être constituée de quelques plans atomiques, ce qui implique que les
effets liés à la dimension et aux interfaces sont prépondérants. De plus, une couche mince,
quelle que soit la procédure employée pour son élaboration, est toujours solidaire d’un
support (substrat). En conséquence, il sera impératif de tenir compte de ce fait majeur dans la
conception, à savoir que le substrat influence très fortement les propriétés de la couche qui y
est déposée, comme nous le montrerons lors de l’étude des propriétés mécaniques de couches
minces du carbure de bore dans le dernier chapitre.
Chapitre I Généralités sur les nanomatériaux
5
2.2 Croissance des couches minces
L’appellation couche mince est réservée à des films d’épaisseur microscopique ou
submicroscopique. Les principales méthodes utilisées pour fabriquer les couches minces sous
vide font appel à la technique de dépôts en phase vapeur physique PVD (l’évaporation, la
pulvérisation, l’ablation laser ou bien l’épitaxie par jets moléculaires) et de dépôt en phase
vapeur chimique CVD (la croissance thermique CVD, ou la croissance thermique assistée par
plasma PCVD) [7,8]. Par la suite, nous nous intéresserons plus particulièrement au procédé de
pulvérisation cathodique (PVD), puisqu’il s’agit du mode de dépôt utilisé pour élaborer nos
nanomatériaux.
2.2.1 Phénomènes au contact
La formation d’une couche mince est caractérisée par la synthèse ou la création des espèces à
déposer ; le transport de ces espèces de la source vers le substrat ainsi que le dépôt et la
croissance de la couche sur le substrat [7]. La condensation des espèces sur le substrat suivie
par leur nucléation et leur croissance dépend des variables qui son associées aux : procédé du
dépôt (l’énergie cinétique des espèces, la vitesse de croissance du dépôt), matériau du dépôt et
matériau du substrat (compatibilité des propriétés thermiques et mécanique).
Les processus élémentaires sur la surface d’un substrat, non polarisé, en contact avec les
vapeurs sont les suivants (Figure) :
• Le contact des espèces (atome, ion,…) avec la surface ;
• La perte d’énergie cinétique de ces espèces par une ou plusieurs re-évaporations et
leur diffusion vers un centre de nucléation pour créer un cluster.
• La croissance du cluster en trois dimensions pour devenir un îlot ;
• La coalescence des îlots pour couvrir la surface entière du substrat.
Lorsque le substrat est polarisé, on peut ajouter encore les processus suivants :
• L’implantation des ions dans le substrat ;
• La pulvérisation des atomes du substrat ;
• La création des défauts de structure sur la surface du substrat qui peuvent devenir les
sites de nucléation.
Chapitre I Généralités sur les nanomatériaux
6
Déposition vers un cluster
Re-évaporation Re-évaporation
Déposition
Diffusion vers
Formation d’un cluster un cluster Dissociation d’un cluster
Figure1: Processus élémentaires au début de la nucléation et croissance en trois
dimensions.
Trois types de mode de croissance existent et sont d’écrit ci-dessous :
2.2.1.1 Nucléation et croissance en trois dimensions
Appelé parfois « croissance de Volmer-Weber » [9,10].
Ce type de nucléation concerne en général le cas des matériaux de dépôt bien différents de
celui de substrat.
Les atomes arrivant sur les substrats (appelés parfois « adatomes »)) peuvent être adsorbés par
les substrats, par voie physique ou chimique. L’adsorption chimique a lieu surtout lorsque les
atomes du dépôt et du substrat ont une grande affinité chimique. Si c’est le cas les atomes ne
sont pas mobiles sur la surface et le nombre de sites de nucléation est égal au nombre des
atomes de surface. Ce type d’adsorption donne une bonne adhésion du film au substrat.
L’adsorption physique apparaît grâce à la force d’attraction entre les espèces neutres (force de
van der waals) qui, étant éloignées d’une distance r, agissent avec la force proportionnelle
à r-7. L’absorption physique donne une faible adhésion du film au substrat. La condensation
des adatoms a lieu lorsque la pression des vapeurs au voisinage de la surface est égale ou
supérieure à la pression d’équilibre, c’est-à-dire lorsque les vapeurs sont saturées. Les
adatomes forment d’abord des clusters. Ces clusters doivent dépasser une certaine taille
critique pour devenir des îlots. La croissance des îlots est réalisée par capture des
adatomes, des clusters et par coalescences avec les autres îlots. La force qui anime la
coalescence est la réduction de l’énergie surfacique [11].
C’est pourquoi les îlots sont généralement arrondis. Bien que les îlots soient initialement des
cristaux parfaits, leur coalescence introduit des défauts de structure (dislocations linéaires et
Chapitre I Généralités sur les nanomatériaux
7
volumiques). La coalescence des îlots continue et, entre ces îlots, restent des trous et des
canaux qui sont par la suite remplis par nucléation secondaire.
Finalement, un film atteint son épaisseur finale par croissance des îlots dans la direction
perpendiculaire au substrat. Les îlots deviennent les grains du film.
La taille de grains est donc comparable à la valeur de l’épaisseur finale du dépôt.
2.2.1.2 Nucléation et croissance en deux dimensions
Appelé parfois « croissance de Frank-van der Merwe » [11].
Ce type de nucléation se produit lorsque le dépôt a une composition similaire à celle du
substrat.
Le cas de la nucléation à deux dimensions se produit lorsque les clusters se développent pour
former une couche monoatomique au lieu de croître en trois dimensions. En d’autres termes,
la croissance des clusters et leur coalescence en îlot sont similaires à la nucléation en trois
dimensions mais l’épaisseur des clusters et des îlots ne dépasse pas celle d’un atome. Après la
formation d’une couche monoatomique commence la croissance de la deuxième couche
atomique.
2.2.1.3 Nucléation et croissance de Stranski-Kastanov
La nucléation et la croissance de Stranski-Kastanov (S-K) commencent par la nucléation
selon un modèle bidimensionnel, Suivi par une croissance tridimensionnelle. La première
couche monoatomique est modifiée soit par réaction chimique avec le substrat (si les
matériaux régissent entre eux), soit par contraintes mécaniques. Le flux d’espèces arrivant par
la suite sur le substrat rencontre une surfaces différente, et la croissance a un caractère
tridimensionnel [11].
2.2.3 Croissance du dépôt et microstructure
La phase de nucléation du dépôt s’arrête à une épaisseur d’environ 100nm [12]. La surface du
substrat devient alors entièrement couverte par le film et la phase de croissance du
dépôt commence à partir de cette épaisseur. Cette phase détermine la microstructure des
dépôts.
Chapitre I Généralités sur les nanomatériaux
8
La microstructure d’une grande majorité des revêtements atomistiques se caractérise par des
grains en forme de colonnes.
Les analyses structurales ont permis de créer un Modèle de Zones de Structure (SZM)
proposé par Movchan-Demchishin [13], et qui est modifié par Thornton [14].
- Modèle SZM (Structure Zone Model)
Les zones du modèle ont été définies en fonction de la température normalisée Ts/Tm, (ou Ts la
température du substrat et Tm est la température de fusion du matériau déposé), de la pression
partielle d’argon pendant la pulvérisation cathodique et de l’énergie des espèces qui
bombardent la surface du dépôt lors de sa croissance.
• La zone 1 (Ts/Tm <0,3)
Les effets d’ombre due aux rugosités du substrat sont prépondérants. De plus, comme
l’énergie d’activation de la diffusion de surface est très faible, les dépôts présentent une
structure colonnaire. La compacité de la couche est très faible (elle est poreuse et rugueuse). Il
s’agit d’une structure de type colonnaire avec des cristaux dont le diamètre va en diminuant
du substrat vers la surface et des sommets en forme de dôme. Les joints entre les cristaux sont
peu résistants et ils présentent de nombreux espaces vides. La croissance est contrôlée par de
faible mobilité de surface et les colonnes possèdent de faibles liaisons entre elles.
• La zone 2 (0,3< Ts/Tm =<0,5)
La structure de la zone 2 est colonnaire. Elle est formée de grains colonnaires séparés par des
joints intercristallins denses. Dans ce cas, le processus de la croissance est principalement
régit par la diffusion superficielle des adatomes. La mobilité de surface est plus grande qu’au
sein de la zone I. Les propriétés mécaniques des dépôts de cette zone ont des propriétés
mécaniques qui se rapprochent de celles de matériaux massifs [15].
• La zone 3 (0,5<Ts/Tm <1)
Dans ce domaine de températures très élevées, les phénomènes de diffusion, relaxation et
recristallisation deviennent prépondérants. Les couches sont très compactes et elles possèdent
des grains équiaxiaux. La microstructure est dans ce cas isotrope.
- Modèle de Thornton
Une approche basée sur le modèle SZM a été développée par Thornton [] pour des films
minces déposés par pulvérisation cathodique en faisant varier la pression d’argon en fonction
du rapport Ts/Tm . Les dépôts ont été observés au microscope électronique à balayage (MEB).
Chapitre I Généralités sur les nanomatériaux
9
Les trois zones observées par Movchan et Demchischin ont été également retrouvées par
Thornton. De plus, ce dernier a mis en évidence l’existence d’une quatrième zone. Il s’agit
d’une zone intermédiaire entre la zone 1 et la zone 2, nommée zone de transition (zone T).
Cette zone est caractérisée par une structure fibreuse, dense et de porosité moins élevée que
celle obtenue pour la zone 1. La figure () regroupe les quatre zones observées par Thornton
montrant l’évolution de la microstructure des films élaborés par pulvérisation cathodique en
fonction du rapport Ts/Tm.
Figure 2 : Schéma représentatif montrant l’évolution de la microstructure des films élaborés
par pulvérisation cathodique en fonction du rapport Ts/Tm (d’après Thornton [14]).
3 Procédé d’élaboration : la pulvérisation cathodique
Les systèmes de pulvérisation cathodique bénéficient d’une très grande popularité en milieu
industriel. Ils sont moins performants que le procédé CVD au niveau du nombre de couches
traitées simultanément et de la vitesse de dépôt, mais ils sont plus simples à mettre en œuvre
et ils permettent le dépôt de n’importe quel matériau solide à température ordinaire, surtout
des matériaux difficiles à évaporer. La pulvérisation cathodique connaît un grand succès dans
le domaine de l’élaboration des métaux et des diélectriques.
Chapitre I Généralités sur les nanomatériaux
10
Principe de la pulvérisation cathodique
Cette technique consiste à éjecter des particules de la surface d’un solide par le
bombardement de cette surface avec des particules énergétiques, en général des ions argon.
En première approximation, ce processus mécanique ne dépend donc que de la quantité de
mouvement, cédée au moment du choc, de l’ion incident avec l’atome du solide bombardé
(figure 3).
L’effet de pulvérisation est dû essentiellement au transfert de moment des ions incidents aux
atomes de la surface du matériau bombardé. L’arrachage d’atomes superficiels se produira
lorsque l’énergie effectivement transférée dépassera l’énergie de liaison des atomes.
Les paramètres gouvernant le dépôt de couches minces par pulvérisation sont :
- Les pressions résiduelles et de travail de l’enceinte ;
- La composition des gaz résiduels ;
- La puissance appliquée sur la cible ;
- La tension de polarisation du porte-substrat ;
- La présence ou non des champs magnétiques.
Figure 3 : Principe général de fonctionnement de la pulvérisation cathodique [16].
Les ions peuvent provenir soit d’un plasma, soit directement d’une source d’ions. La
caractéristique la plus intéressante du procédé de dépôt par pulvérisation est son universalité.
Chapitre I Généralités sur les nanomatériaux
11
Comme le matériau à déposer passe en phase vapeur à la suite d’un processus mécanique
(transfert d’énergie de l’ion incident vers l’atome de surface au moment de la collision), on
peut déposer pratiquement tous les matériaux inorganiques.
La vitesse de dépôt dépend de nombreux facteurs comme la masse atomique du matériau cible
ou celle des ions incidents, ou bien encore de l’énergie de ces mêmes ions.
Procédé diode
Le plasma est créé par une décharge électrique dans un gaz (l’argon par exemple), au moyen
de deux électrodes : une cathode appelée la cible car c’est elle qui attire les ions positifs, une
anode, qui peut être le porte-substrats, placée en face de la cible ou tout autre accessoire au
potentiel de la masse (figure 4).
Figure 4 : Enceinte de pulvérisation diode [16]
Le procédé diode D.C : la tension d’attraction des ions est continue et, par conséquent, le
procédé ne permet pas de pulvériser des matériaux conducteurs.
Chapitre I Généralités sur les nanomatériaux
12
Le procédé diode RF : la tension d’attraction des ions est alternative c’est-à-dire qu’on attire
alternativement des ions (qui pulvérisent) ou des électrons qui neutralisent les charges
apportées par les ions : on peut donc pulvériser des matériaux conducteurs ou diélectriques.
Procédé Triode
Alors que dans le procédé diode, le plasma se faisait entre la cible et le porte-substrats, dans le
procédé triode, le plasma est créé puis entretenu indépendamment de la cible.
Le système triode comporte trois parties :
- Un générateur de plasma ;
- Une cible avec le porte-substrat placé devant.
- Une bobine extérieure dont le champ magnétique a pour effet de spiraler les
trajectoires des électrons, retardant ainsi leurs captures par l’anode et augmentant par
là même leurs chances de collisions ionisantes avec les atomes du gaz résiduel. Ce
système engendre un faisceau de plasma luminescent.
Procédé Magnétron
La cathode magnétron est un perfectionnement de la cathode utilisée en pulvérisation diode
classique. Ce perfectionnement résulte de la combinaison d’un champ magnétique intense,
perpendiculaire au champ électrique crée par la cathode, c’est-à-dire parallèle à la cible
(figure 5).
Système diode Système magnétron
Figure 5 : Trajectoires électroniques
Chapitre I Généralités sur les nanomatériaux
13
L’effet magnétron consiste en une décharge diode DC ou RF entretenue par des électrons
secondaires éjectés de la cathode sous l’effet du bombardement ionique. Dans ce cas, les
électrons qui ne rencontrent pas de molécules de gaz, s’éloignent perpendiculairement à la
cathode et sont captés par l’anode.
Si on superpose au champ électrique E un champ magnétique B, perpendiculaire à celui-ci,
c’est-à-dire parallèle à la cathode et très près de celle-ci, les trajectoires électroniques
s’enroulent autour des lignes de champ magnétiques, augmentant considérablement les
chances d’ioniser une molécule de gaz au voisinage de la cathode.
Le pouvoir d’ionisation des électrons émis par la cathode est augmenté du fait de
l’allongement de leur trajectoire. Il s’ensuit une ionisation plus importante des gaz contenus
dans l’enceinte.
Bien entendu, ce dispositif n’ajoute rien à l’énergie des ions arrivant sur la cible, il ne fait
qu’augmenter leur nombre pour une tension de polarisation de la cible donnée.
Chapitre I Généralités sur les nanomatériaux
14
Bibliographie du chapitre I
[1] Techtendaces, Etudes Technologiques, Nanomatériaux, Innovation 128, Ed. In Fine,
(1994)
[2] M. A Morales, H. Lassri, A. Biondo, A.M Rossi, E. Baggio-Saitovich, J. Magn. Magn.
Mater. 256 (1-3), (2003) 93
[3] K. Czaplieka, Mater. Des. 24 (2), (2003) 11
[4] X. Liu, T. Nagai, F. Itoh, J. Magn. Magn. Mater. 23 (1-2), (2002) 430
[5] M. F. Ashby, D. R. H. Jones, Matériaux, tome 1 et 2, Dunod, Paris, 1991
[6] W. K. Kingery, H.K. Bowen, D.R. Uhlmann, Introduction to ceramics, Wiley, New York,
1976.
[7] R. F. Bunshah, (éditeur), Deposition Technologies for Films and Coating, Noyes
Publications, Park Ridge, N. J., USA, 1982
[8] L. Pawlowski, The Science and Engineering of Thermal Spray Coating, John Wiley,
Chichester, Angleterre, 1995.
[9] J. S. Horwitz, J. A. Sprague, [dans:] Pulsed Laser Deposition of Thin Films, D.B. Chrisey,
G.K. Hubler (éditeurs), Wiley, New York, USA., 1994, p.229
[10] G. K. Hubler, [dans:] Pulsed Laser Deposition of Thin Films, D.B Chrisey, G. K. Hubler
(éditeurs), Wiley, New York, USA, 1994, p327
[11] J. E. Greene, [dans:] Handbook of Deposition Technologies for Films and Coating, R. F.
Bunshah (éditeur), Noyes, Park Rideg, New Jersey, USA, 1994, p. 681
[12] K. E. Spears, J Am. Ceram. Soc. 72 (2), 171 (1989)
[13] B. A. Movchan, S. V. Demchishin, Fiz. Met. Metalloved 28 (1969) 653-660
[14] J. A. Thornton, J. Vac. Sci. Technol. 11, 666 (1974)
[15] J. A. Thornton, Annual Rev of Mater Sci 7 (1977) 239-260
[16] Le vide - Les couches minces - Les couches dures, A. Richardt, A-M. Durand, ed. In
Fine, 1994
Chapitre II Nanoindentation : Considérations théoriques
15
Chapitre II
Nanoindentation : considérations théoriques
Chapitre II Nanoindentation : Considérations théoriques
16
1 Définition des propriétés mécanique : Dureté et L’élasticité
1.1 L’élasticité – module de Young
C’est au 17ième siècle que Robert Hooke énonça la loi, concernant la déformation élastique
des corps, qui stipule que pour les petites déformations, n’excédant pas la limite d’élasticité
du matériau, « l’allongement est proportionnel à la force ».
La constante d’élasticité, qui porte aussi le nom de module de Young, correspond au facteur
de proportionnalité entre la contrainte appliquée (σ) à un matériau et la déformation (ε) qui y
est générée [1] :
εσ E= (1)
Le coefficient de Poisson correspond au rapport entre l’allongement d’un matériau suite à
l’application d’une contrainte et les contractions qui apparaissent dans les directions opposées
[1]. Sa valeur est typiquement comprise entre -1 et 0,5.
Il existe de nombreuses techniques de mesure du module de Young. Ces techniques sont
divisées en deux catégories :
Les techniques quasi-statiques basées sur la mesure de la déformation d’un matériau sous
contrainte et les techniques dynamiques basées sur la fréquence de résonance ou la
propagation d’ondes dans un matériau sous tension [2].
1.2 Dureté
La dureté du matériau est définie en générale comme la résistance à sa déformation plastique.
La valeur de la dureté est obtenue par le rapport de la force normale (F) et l’aire déformée (A)
[2] :
A
FH = (2)
Les techniques de mesure de la dureté se regroupent en trois catégories :
Les techniques d’indentation quasi-statique, les techniques d’indentation dynamique et la
rayure [3].
L’indentation quasi-statique est de loin la technique la plus utilisée. La dureté est évaluée à
partir de la pression sous l’indenteur telle qu’exprimée par l’équation (2).
Chapitre II Nanoindentation : Considérations théoriques
17
Lors de l’indentation dynamique, la dureté est évaluée à partir de l’énergie à l’impact et la
taille de la marque. Alors que la rayure, qui est la plus ancienne de ces techniques, la dureté
est évaluée à partir de la force normale appliquée et de la largeur de la rayure.
2 Indentation de matériaux massifs - Théorie de Hertz
En 1882, Hertz résoud le problème du contact élastique entre deux corps paraboloïdaux [4]. Il
démontre notamment que, dans le cadre de l’élasticité linéaire infinitésimale, ce problème se
ramène à celui d’un contact sphère rigide / plan. Nous rappelons ici la position du problème
et les principaux résultats obtenus.
2.1 Introduction
Les théories élastiques reposent sur un ensemble d’hypothèses très restrictives :
- les solides sont soumis à de petites déformations sans dépasser leur limite élastique.
- Les surfaces sont continues.
- La déformation élastique est calculée en admettant que chaque corps en contact est un
demi espace-élastique.
- Les surfaces sont sans frottement, les composantes de la force tangentielle dans le plan
du contact sont nulles, Fx = Fy = 0.
- Les dimensions de l’aire de contact, par exemple le rayon (a) dans le cas du contact
sphère / plan, sont petites par rapport au rayon de courbure des surfaces (a<<R).
A l’interpénétration des deux corps et comme la sphère est rigide, la surface du plan se
défléchit de manière que l’énergie élastique stockée dans le matériau soit égale au travail
mécanique généré par la force P. On introduit donc u(r) le déplacement normal de la surface
et q(r) la contrainte normale qui lui est appliquée. On introduit de plus la pénétration δ de la
sphère dans la surface, définie comme u(0). On peut constater que les conditions aux limites
de ce problème sont mixtes. En effet, on a :
R
rruar
2)(,
2
−=≤∀ δ Le déplacement défini sous le contact (3)
0)(, =≥∀ rpar La contrainte définie hors de contact (4)
Chapitre II Nanoindentation : Considérations théoriques
18
Hertz cherche alors à définir u(r) et q(r) sur toute l’interface et à en tirer les relations entre a,
P et δ.
2.2 Les principaux résultats du modèle de Hertz
Dans le cadre de l’élasticité linéaire infinitésimale et sous l’hypothèse que les contraintes
appliquées sur le matériau sous l’indenteur soient purement normales, Hertz établit les
expressions suivantes :
R
rruar
2)(,
2
−=≤∀ δ (5)
)arcsin()2
(2
)(, 22
22
raa
r
Rar
R
aruar −+−−=≥∀
ππ (6)
Figure 1: schéma du contact sphère rigide / plan ou contact de Hertz
2
2)(1
2
3)(,
a
r
a
Prqar −=≤∀
π (7)
0)(, =≥∀ rqar (8)
Chapitre II Nanoindentation : Considérations théoriques
19
R
a 2
=δ (9)
3
3
4a
R
EP
∗
= (10)
Où 21 ν−
=∗ EE est appelé module réduit du matériau.
On peut formuler sur ces relations les commentaires suivants :
- En utilisent les équations (9) et (10), il est possible de déterminer le module réduit du
matériau à partir de la courbe charge-déplacement, à condition que celui-ci reste
élastique. Ce point constitue une limitation conséquente à l’application expérimentale
des relations établies par Hertz. C’est dans cette limite que Oliver et Pharr ont établi
leur modèle.
3. Caractérisation des propriétés mécaniques
La caractérisation des propriétés mécaniques des matériaux a été effectuée par la technique
d’indentation. Les principes de base ainsi que les modèles théoriques les plus appropriés sont
présentés.
3.1 L’indetation quasi-statique
Le principe des tests d'indentation consiste à pénétrer la surface d'un matériau à l'aide d'un
indenteur appliqué avec une force déterminée, et à évaluer la nature de la déformation ainsi
que l'aire de la surface déformée.
Les indenteurs sont constitués de matériaux durs, plus durs que le matériau testé. On utilise
généralement le diamant. De plus, ils doivent être d'une forme bien définie. Les indenteurs
sont disponibles avec différentes géométries : sphérique, conique ou pyramidale (voir tableau
1 et voir la figure 2).
Chapitre II Nanoindentation : Considérations théoriques
20
Indenteur Géométrie Angle entre les faces Aire de contact
projeté
Berkovich Pyramide triangulaire 142.3o 24.494 hc
2
Coin-cube Pyramide triangulaire 90o 2.598 hc
2
Conique conique 90o 3.142 hc
2
Vickers Pyramide à base carrée 60o 24,504 hc
2
Knoop Pyramide à base losange 60o 65,438 hc
2
Tableau 1 : Pointes d’indentation
La définition de l'aire déformée utilisée pour le calcul de la dureté varie selon la géométrie de
la pointe. Pour les tests de dureté classiques, l'aire déformée correspond à l'aire de contact
entre la pointe et la surface (Brinell et Vickers) [2]. La valeur de la dureté dépend de la
géométrie de l'indenteur causant la déformation. On parle alors de dureté Vickers HV, de
dureté Knoop HK, de dureté Berkovich HB …..
Pointe Berkovich
2
5.24 chA ≈
Pointe conique
2142.3 chA ≈
Pointe Knoop
2438.65 chA ≈
Chapitre II Nanoindentation : Considérations théoriques
21
Pointe Coin cube
2
598.2 chA ≈
Figure 2 : les différentes pointes d’indentation
Le choix de la géométrie de la pointe repose sur la nature du matériau testé et sur la force
appliquée.
Il existe deux façons d'évaluer l'aire déformée, soit en visualisant la marque sur la surface, soit
en procédant à une mesure in situ de la profondeur de pénétration. Lorsque la force appliquée
est suffisamment importante, la déformation à la surface peut facilement être vue par la
microscopie optique. L'aire déformée projetée est donc facilement calculée. Cependant,
lorsque l'on s'intéresse à la dureté de surfaces traitées ou de couches minces, la force avec
laquelle la pointe est appliquée doit être réduite afin de limiter la profondeur de pénétration de
la pointe. On parle alors de micro-indentation (mN) voir même de nano-indentation (µN). Les
termes micro- et nano- font référence à la profondeur de pénétration de la pointe qui est
typiquement de l'ordre des µm et des nm respectivement. Pour contrer les problèmes
engendrés par la visualisation de la marque à de telles forces, on procède lors de l'indentation
à la mesure in situ de la profondeur de pénétration et de la force appliquée. Cela permet de
tracer une courbe d'indentation (voir figure 4). Cette courbe, composée de deux parties
(charge et décharge), permet d'évaluer la dureté et le
module de Young du matériau testé. L'allure de la courbe dépend du comportement des
matériaux à l'indentation.
3.1.1 Comportement des matériaux
Lorsqu’ils sont soumis à des tests d'indentations, les matériaux adoptent un comportement
élastique, rigide-plastique ou élasto-plastique. Pour un solide de nature élastique la
déformation, uniquement élastique, dépend de son module de Young (figure 3. a).
Chapitre II Nanoindentation : Considérations théoriques
22
a) b) c)
Fmax Fmax Fmax
hmax hmax hmax
Figure 3 : Courbes de déformation et d'indentation typiques des matériaux dont les
comportements sont : a) élastique b) plastique c) élasto- plastique.
L'indentation ne laisse aucune empreinte. Les solides au comportement plastique subissent
une déformation plastique considérable par rapport à la déformation élastique qui elle est
négligeable. La déformation plastique est irréversible (figure 3. b). Toutefois, pour un solide
au comportement élasto-plastique, le matériau subit d'abord une déformation élastique, jusqu'à
ce que la limite d'élasticité soit atteinte, puis apparaît une déformation plastique (figure 3. c).
A la décharge se produit un retour de la déformation élastique alors que la déformation
plastique demeure. Un quatrième comportement possible est celui des matériaux fragiles qui
se fracturent une fois leur limite d'élasticité atteinte.
3.1.2 Aire de contact
Le calcul de l'aire déformée, à partir de la mesure in situ de la profondeur de pénétration,
requiert une connaissance précise de la géométrie de l'indenteur mais aussi, une connaissance
de l'aire de contact entre la pointe et la surface. Sur la figure 1, on peut déjà pressentir que
l’évaluation de l’aire vrai et projetée de contact n’est pas aisée et ce d’autant plus que la
profondeur de pénétration est faible. Plusieurs modèles permettent de calculer l'aire de contact
entre une pointe et une surface subissant une déformation élastique. Un premier modèle du
contact élastique entre un indenteur asymétrique et un corps élastique a été développé par
Boussinesq à la fin du 19iéme siècle. Dans ce modèle, les contraintes et la déformation sont
Chapitre II Nanoindentation : Considérations théoriques
23
obtenues à partir de la théorie du potentiel [3]. Cette méthode a été utilisée par la suite pour
des indenteurs de différentes géométries.
Un second modèle, celui de Hertz, a été développé à la même période. Hertz analyse le
contact élastique entre deux sphères de rayons différents (R1, R2) et de modules de Young
différents (E1, E2) En posant R1 = infini et R2 = R, pour une profondeur de pénétration h, on
obtient le rayon de contact r a définir suivant [4,5] :
2
1
)(Rhr = (11)
Finalement, un troisième modèle, celui de Sneddon, complète la liste des principaux travaux
dans le domaine. C'est avec ce modèle de l'aire de contact élastique que l'analyse des
propriétés mécaniques des matériaux à partir des courbes d'indentation est effectuée. Sneddon
analyse le contact élastique entre un paraboloïde de révolution et une surface plane. Son
modèle permet d'établir le lien entre la force appliquée et la profondeur de pénétration lors
d'une indentation [5]:
mhE
F21 ν
ξ−
= (12)
Où ζ et m sont des constantes qui dépendent de la géométrie du contact. Par exemple m = 1
pour un cylindre plat, m = 1.5 pour une sphère ou un paraboloïde de révolution et m = 2 pour
un cône.
Figure 4 : Schéma représentatif d’une courbe de charge déplacement obtenue après un test
d’indentation
Chapitre II Nanoindentation : Considérations théoriques
24
3.1.3 Calcul du module de Young, de la dureté et du retour élastique
Le cas le plus général, c'est-à-dire celui des matériaux élasto-plastiques, est étudié pour
l'analyse des courbes d'indentation.
Lors de la charge, apparaissent des déformations élastique et plastique. Toutefois la partie
supérieure de la courbe de décharge correspond à un phénomène essentiellement élastique.
Le module de Young peut donc être obtenu à partir de la pente de la partie supérieure de la
courbe :
AEdh
dFS rπ
2== (13)
Où S est la raideur mesurée expérimentalement, Er est le module de Young réduit et A est
l'aire de contact projetée mesurée à la force maximale. Cette équation est applicable à tous les
types d'indenteurs (des paraboloïdes de révolution au pyramides) [4]. Le module de Young
réduit est défini par :
i
i
r EEE
22 111 νν −+−= (14)
Où E et ν sont les constantes élastiques de la surface et Ei et νi sont celles de l'indenteur. La
dureté est obtenue par le rapport de la force appliquée et de l'aire déformée plastiquement
(voir équation).
Le retour élastique (Relas) peut être calculé à partir des courbes d'indentation :
max
max
h
hhR
f
elas
−= (15)
Où hmax est la profondeur de pénétration maximale (à Fmax) et hf la profondeur résiduelle de la
marque une fois le cycle d'indentation termine (voir figure 4).
Le calcul du module de Young nécessite la connaissance de l'aire de contact entre la pointe et
la surface à la force maximale. Notons que l'aire de contact à la charge maximale peut aussi
être utilisée pour le calcul de la dureté lorsque l'aire déformée résiduelle ne peut être évaluée.
Chapitre II Nanoindentation : Considérations théoriques
25
L'aire de contact entre la pointe et la surface peut être calculée à partir de la profondeur de
contact (hc), sachant que A = C hc2 (C est le facteur de géométrie de la pointe). Pour les
différents indenteurs utilisés, l'expression de l'aire de contact projetée en fonction de la
profondeur de contact est présentée au tableau 1.
La profondeur de contact est obtenue à partir des courbes d'indentation. Sa définition dépend
du modèle utilisé pour l'analyse des courbes d'indentation. Deux modèles appliqués à des
matériaux élasto-plastiques sont présentés ici :
- Modèle de Doerner et Nix [6]
Selon le modèle développé par Doerner et al., le tiers supérieur de la courbe de décharge est
linéaire. La pente de cette partie linéaire permet de déterminer la rigidité de la surface. La
profondeur de contact est obtenue par l'intersection de la tangente du tiers supérieur de la
courbe de décharge et de l'axe des abscisses.
- Modèle de Oliver et Pharr [7]
Selon le modèle développé par Oliver et al., présenté à la figure , la profondeur de contact
correspond à la distance verticale sur laquelle il y a contact lors de la décharge. En effet, lors
de la décharge la surface indentée adopte la forme de l'indenteur et la maintient jusqu'à une
certaine profondeur ; on la nomme profondeur de contact hc.
Figure 5 : schéma explicatif du processus de charge-déplacement, lors d’un essai
d’indentation.
Cela est explicité sur la figure 5, h est le déplacement total effectué, hs le déplacement
vertical de la surface et :
Chapitre II Nanoindentation : Considérations théoriques
26
h = hc + hs (16)
Pour le calcul de hc il faut donc connaître la valeur de hs, à une profondeur h donnée. Selon le
modèle de l'aire de contact développé par Sneddon [5], la profondeur de la déformation de la
surface à l'extérieur de la surface de contact est déterminée par l'expression suivante :
S
Fhh z
s εε == )( (17)
Ou ε est un facteur géométrique, F et S sont la force appliquée et la raideur du matériau
respectivement. Selon le modèle d’Oliver et Pharr, le tiers supérieur de la courbe de décharge
n'est pas linéaire. La raideur est alors déterminée à partir de la pente à la force maximale. Or,
pour un matériau élasto-plastique h correspond à la somme des déplacements élastique et
plastique. Afin de respecter les hypothèses d'un contact purement élastique avancées par
Sneddon, l'expression )( max fhh − apparaît au lieu de h :
S
Fhhh zfs εε =−= )( max (18)
A la force maximale, on obtient donc :
S
Fhhc
max
max ε−= (19)
ε = 0,72 pour un indenteur conique et ε = 1 pour un indenteur cylindrique [5].
3.2 Limites de validité des modelés pour le calcul du module d’Young et de la dureté
La géométrie des indenteurs pyramidaux (Berkovich, Vickers, Knoop, Coin cube) ou conique
n’est jamais parfaite. Leur extrémité est généralement arrondie (voir figure) [8,9]. En
considérant une géométrie sphérique à leur extrémité, l’aire projetée peut être calculée par :
A = π (2rhc - hc2) (20)
Lorsque la profondeur de pénétration est très faible, la valeur obtenue à partir de l'expression
de l'aire de contact, développée précédemment pour une géométrie parfaite (voire tableau et
figure), est différentes à l'aire de contact réelle.
Chapitre II Nanoindentation : Considérations théoriques
27
En dessous d’une certaine profondeur de pénétration (hlim ≈ 50nm), la géométrie sphérique de
la pointe prédomine et devrait être utilisée pour le calcule de l’aire de contact. Le calcule de la
dureté lorsque hc<hlim, donne lieu à une sous-estimation de la dureté calculée car l’aire
projetée est alors surestimée.
Figure I.5 : Schématisation du défaut de pointe d’un indenteur.
Chapitre II Nanoindentation : Considérations théoriques
28
Bibliographie du chapitre II
[1] S. Audisio, M. Caillet, A. Galerie et H. Mazille. Revêtements et traitements de surface /
Fonctionnalités, durabilité, procédés, Presses Polytechniques et Universitaires Romandes, p
764 (1999)
[2] BHUSHAN B., "Nanomechanical properties of solid surf'es and thin films",
Handbook of Micm/Nano Wbology, Bhushan B. CRC Press, New York, 322-
396, (1995).
[3] J. Boussinesq, Applications des potentiels a l’étude de équilibre et du mouvement des
solides élastique, (Gauthier-Villars, Paris 1985)
[4] H. Hertz, J. reine und angewandte Mathematik 92, 156 (1982)
[5] J.N. Sneddon, Fourier Transforms, McGraw-Hill Book Company inc., New York, 431-
499 (1951)
[6] M.F. Doerner and W.D. Nix, A method for interpreting the data from depth-sensing
indentation instruments, J. Matter. Res. 1, 601 (1986)
[7] W.C Oliver, G.M. Pharr, An improved technique for determining hardness and elastic
modulus using load and displacement sensing indentation experiments, J. Mater. Res., Vol. 7,
No 6, p. 1560 (1992).
[8] C.-M. Cheng and al. “Influence of indenter tip roundness on hardness behavior in
nanoindentation”
Materials Science and Engineering A 445–446 (2007) 323–327
[9] S. Qu, Y. Huang, W.D Nix, et al., J. Mter Res. 19 3423 (2004)
Chapitre III Mise en œuvre de la technique de nanoindentation
29
Chapitre III
Mise en œuvre de la technique de nanoindentation
Chapitre III Mise en œuvre de la technique de nanoindentation
30
1. Présentation de la nanoindentation
1.1 Principe de la nanoindentation
La nanoindentation est une technique destructive qui consiste à déterminer la dureté et les
propriétés mécaniques locales :
- Couches minces.
- Matériaux massifs.
- Matériaux multiphasés (composites).
Le nanoindenteur implanté au Laboratoire d’Etudes des Milieux Nanométrique à l’université
d’Evry Val d’Essonne est constitué d’une tête Hysitron reliée au microscope à force
atomique. L’avantage de ce système est qu’il permet d’indenter et d’imager la surface avec la
même pointe. Le positionnement de l’indenteur et l’imagerie de la surface avant et après la
mesure sont assurées grâce à un tube piézoélectrique.
Cette technique consiste à faire pénétrer une pointe de géométrie connue au sein du matériau à
étudier sur une faible épaisseur et à suivre l’évolution de pénétration en fonction de la charge
appliquée sur l’indenteur. Les géométries de pointes en diamant utilisées pour notre étude :
- deux indenteurs ont une géométrie tétraédrique de type Berkovich ou coin cube.
L’indenteur Berkovich possède un angle entres les arêtes de 142,3° et l’indenteur coin
cube un angle entre arêtes de 90°. Leur géométrie est assimilée à un cône équivalent
de demi-angle au sommet respectivement 70,3° et 42,28° [1].
- Un indenteur de type conique. Possède un demi-angle de 45°.
La charge appliquée (µN) lors de l’indent et la profondeur de pénétration (nm) de l’indent
sont mesurée tout au long du cycle charge/décharge grâce à un système capacitif.
L’analyse de la courbe de décharge permet de déduire les propriétés mécaniques de la surface
du matériau.
Les deux caractéristiques les plus souvent calculées par nanoindentation sont la dureté et le
module d’Young.
Dans le cas de l’essai de nanoindentation, un capteur capacitif unidimensionnel est utilisé
pour la mesure du déplacement normal de la pointe (Figure 1). Ce capteur comporte trois
plaques conductrices parallèles dont deux fixes et une plaque centrale mobile sur laquelle est
montée l’indenteur. La tension imposée (ΔU) ainsi que la force électrostatique générée
Chapitre III Mise en œuvre de la technique de nanoindentation
31
permettent d’imposer une force donnée et de déterminer le déplacement de la plaque mobile
entre les deux autres plaques (d1) (Figure 1).
La charge normale maximale appliquable est de 10 mN. Le déplacement normal est limité
à 5 µm [2].
Figure 1 : Capteur unidimensionnel permettant la mesure du déplacement normal de la
pointe lors des tests de nanoindentation
1.2 Calibration du nanoindenteur
Une calibration du système doit être effectuée avant les mesures mécaniques. La calibration
du nanoindenteur nous conduit à déterminer la complaisance ainsi que la fonction d’aire en
fonction de l’aire de contact. La fonction d’aire sert a évaluer précisément la surface réelle de
contact pour une charge donnée. Cette fonction d’aire sera utilisée par la suite pour
l’ensemble de nos mesures.
La procédure de calibration est basée sur une dizaine d’indentations effectuées sur un
échantillon de référence massif : la silice fondue. Cet échantillon possède un module
d’élasticité réduit de 69,9 GPa et une dureté de 9,5 GPa. Les essais de nanoindentation sont
réalisés avec des charges normales comprises entre 50 µN et 10000 µN. La fonction d’aire est
unique pour une pointe donnée, dans un état d’usure donné.
Détermination de la complaisance
Le déplacement total mesuré hmax sur la courbe charge-déplacement est en réalité la somme du
déplacement de l’indenteur dans l’échantillon et la déformation du bâti de l’appareil. La
complaisance (C) est définit comme l’inverse de la rigidité (S), elle est représentée par
l’équation :
Chapitre III Mise en œuvre de la technique de nanoindentation
32
dP
dH
SC == 1
(1)
On peut le modélisé Le système de mesure (nanoindenteur) comme étant équivalent à deux
ressorts en série de raideurs respectives Km et Kc, ou Km est la raideur de l’appareil et Kc la
raideur de contact indenteur-échantillon (Figure 2) [3,4].
Figure 2 : schéma représentatif du modèle dynamique du système d’indentation.
Donc, le déplacement élastique totale du système ( tC ) est donnée par l’équation suivant :
2
1
2
−+=+= A
ECCCC
r
mcmt βπ
(2)
Afin de déterminer la complaisance total du système, dans un premier temps, on considère
que mC = 0, c’est-à-dire que l’appareil ne subit aucune déformation élastique.
On introduit cette valeur ( mC = 0) dans le logiciel du nanoindenteur.
1. On effectue des indents à diverses profondeurs au sein de la silice fondue avec diverses
charges P varie de 1000 µN à 10000 µN.
2. On trace la courbe )( 2
1−= AfCt . Normalement c’est une courbe linéaire qui passe par
l’origine, mais ce que l’on obtient c’est une courbe linéaire qui coupe l’axe des ordonnées Ct.
mC est déterminée par cette intersection.
Chapitre III Mise en œuvre de la technique de nanoindentation
33
La figure 3 représente une courbe typique de complaisance ( mC = 0,39 nm.nN-1), lors d’une
calibration.
Figure 3 : courbe représentative de la complaisance totale obtenue lors d’une procédure de
calibration avec la pointe Berkovich.
Lorsqu’on introduit la nouvelle valeur de mC dans le logiciel, la courbe )( 2
1−= AfCt passe par
l’origine.
A chaque changement de pointe on refait la procédure de calibration
Détermination de la fonction d’aire Ap = f(hc)
La fonction d’aire dépend de la géométrie de la pointe d’indentation utilisée. Il est impossible
de calculer l’aire de contact projetée entre l’indenteur et l’échantillon sans connaitre la forme
géométrique de l’indenteur.
Dans le cas d’un indenteur parfait de type Berkovich, l’aire de contact projetée Ap (fonction
d’aire) et donnée par :
22
0 56.24)( cccp hhChA == (3)
Chapitre III Mise en œuvre de la technique de nanoindentation
34
Mais les indenteurs utilisées présente toujours des défauts, ainsi, afin de corriger tous les
défauts possible, il faut utiliser la formule (4) pour calculer la fonction d’aire [5] :
128
1
84
1
32
1
21
2
02
18
0
..........)()()1(
cccccc
n
ncp hChChChChChChAn +++++== −
∑=
(4)
Alors que C0 correspond à une pointe parfaite, les coefficients C1…..C8 tiennent compte de
l’imperfection de la pointe. Ils sont déterminés expérimentalement par simulation de la courbe
de )( cp hfA = .
La figure 4 montre une courbe expérimentale de la fonction d’aire lors d’une calibration
effectuée avec la pointe Berkovich.
0
200000
400000
600000
800000
1000000
1200000
1400000
0 50 100 150 200
Profondeur de contact (nm)
Aire de contact (nm^2)
Figure 4 : courbe représentative de la fonction d’aire obtenue lors d’une
procédure de calibration avec la pointe Berkovich.
Après avoir calculé la complaisance et la fonction d’aire, il suffit d’introduire ces nouvelles
données au sein du logiciel du nanoindenteur et de commencer les indents du matériau à
étudier.
1.3 La dérive thermique
La dérive en température que subit le système d’indentation peut avoir une influence
considérable sur les résultats. Comme nous ne pouvons pas nous en affranchir, il est
nécessaire de l’estimer de manière précise. Son effet est d’autant plus important que la
profondeur de pénétration est faible. Cette estimation doit être exécutée pour chaque essai
d’indentation.
C0 = 24.5
C1 = 2.49 103
C2 = - 2.67 103
C3 = -126770.7
C4 = 418873.1
C5 = -288380
Chapitre III Mise en œuvre de la technique de nanoindentation
35
Lors d’un test de nanoindentation, la profondeur obtenue résulte principalement de l’addition
de la profondeur due à la réponse élasto-plastique de l’échantillon et de la profondeur due à la
dérive thermique. Il n’est pas possible de les dissocier ; la dérive thermique est donc mesurée
avant le test d’indentation.
Pour mesurer la dérive thermique on effectue un contact entre la pointe et l’échantillon est en
le maintient pendant une durée définie par l’utilisateur (30s). La force d’appui est alors très
proche de 0.
On laisse le système évoluer en observant la variation de la vitesse de la dérive thermique
pendant une période de 30s. La variation de la vitesse de dérive diminue au cours de la
mesure. La dernière valeur de la dérive thermique enregistrée est retenue et permet de corriger
la valeur de déplacement de la pointe.
2. Résultats et discussion
Trois matériaux différents ont été testés. Il s’agit de la Silice fondue, du Silicium et de
l’Aluminium, avec différentes géométries de pointes.
Les courbes charge-décharge de Silice fondue et le silicium obtenu par différentes pointes
sont présentés à la figure 5 et 6 respectivement.
2.1 Influence de la charge
Slice fondue
a)
0 20 40 60 80 100 120 1400
500
1000
1500
2000
2500
3000
3000 µN - Berkovich
100 µN - Berkovich
Fmax (µN)
hmax (nm)
Chapitre III Mise en œuvre de la technique de nanoindentation
36
b)
0 50 100 1500
500
1000
1500
2000
2500
3000
3000 µN - Conical
100 µN - ConicalFmax (µN)
hmax (nm)
0 5 10 150
20
40
60
80
100 100 µN - Conique
Fmax (µN)
hmax (nm)
Chapitre III Mise en œuvre de la technique de nanoindentation
37
c)
0 50 100 150 200 250 300
500
1000
1500
2000
2500
3000 3000 µN - Cube corner
100 µN - Cube corner
Fmax (µN)
hmax (nm)
Figure 5 : Courbes d’indentation obtenues avec différentes pointes pour la silice fondue à
forces maximales Fmax = 100, 3000µN a) avec pointe Berkovich, b) pointe conique, c) pointe
coin cube.
Silicium
a)
0 20 40 60 80 100 1200
500
1000
1500
2000
2500
3000
3000 µN - Berkovich
300 µN - Berkovich
Fmax (µN)
hmax (nm)
Chapitre III Mise en œuvre de la technique de nanoindentation
38
b)
0 20 40 60 80 100 1200
500
1000
1500
2000
2500
3000 3000 µN - Conical
100 µN - Conical
Fmax (µN)
hmax (nm)
c)
0 50 100 150 200 250 3000
500
1000
1500
2000
2500
3000 3000 µN - Cube corner
100 µN - Cube corner
Fmax (µN)
hmax (nm)
Figure 6 : Courbes d’indentation obtenues avec différentes pointes pour le silicium à forces
maximales Fmax = 300, 100, 3000µN. a) avec pointe Berkovich, b) pointe conique, c) pointe
coin cube.
Chapitre III Mise en œuvre de la technique de nanoindentation
39
En observant les courbes d’indentation, on remarque, lorsque Fmax = 100, 300 µN la
déformation est uniquement élastique. Les courbes d’indentation ne présentent aucune
déformation plastique. A Fmax = 3000µN, on remarque, que la silice fondue et le silicium ont
un comportement d’un matériau élastoplastique.
a)
0 100 200 300 400 500 6000
2000
4000
6000
8000
8000 µN Berkovich
8000 µN Conique
8000 µN Coin Cube
Fmax (µN)
hmax (nm)
b)
100 200 300 400 500 600 7000
2000
4000
6000
8000
8000 µN Berkovich
8000 µN Coinique
8000 µN Coin Cube
Fmax (µN)
hmax (nm)
Figure 7 : Courbes d’indentation obtenues avec différentes pointes à force maximale
Fmax = 8000µN. a) silice fondue, b) silicium
Fissure
Fissure
Chapitre III Mise en œuvre de la technique de nanoindentation
40
A Fmax = 8000µN, les courbes d’indentation obtenues avec la pointe coin cube mettent en
évidence un phénomène assez atypique (figure 7). On observe en effet un palier à la charge,
correspondant à une brusque pénétration de l’indenteur coin cube dans le matériau sans
augmentation de la force appliquée. Ce palier correspondre à la fissuration du matériau.
Pointe hmax SiO2 hmax Si
Coin cube 285,1 275,2
Conique 157,13 118,9
Berkovich 121,96 103,7
Tableau 1 : Profondeur de pénétration maximale de différentes pointes utilisées dans cette
étude lors de la nanoindentation à 3000µN de la silice fondue et le silicium.
En remarque que la profondeur de pénétration maximale de la pointe coin cube présentée dans
le tableau est supérieure à celle de la pointe conique et la pointe Berkovich. Ceci explique les
très fortes contraintes crée par la pointe coin cube.
Les courbes charge-décharge obtenues pour l’Aluminium présentent une déformation
purement plastique (voir figure 8).
a)
0 100 200 300
50
100
150
200
250
300
300 µN - Conical
Fmax (µN)
hmax (nm)
Chapitre III Mise en œuvre de la technique de nanoindentation
41
b)
0 50 100 150 200 250 300 350
50
100
150
200
200 µN - Cube corner
Fmax (µN)
hmax (nm)
Figure 8: Courbes d’indentation obtenues avec différentes pointes pour l’Aluminium à forces
maximales Fmax = 200, 300 µN. a) pointe conique, b) pointe coin cube
2.2 Profil de dureté
Une série de nanoindentation a été effectué sur les trois matériaux avec différentes géométries
de pointes. La figure 10 présente les profils de dureté en fonction de la profondeur de
contact, hc, obtenus pour la silice fondue et le silicium.
Ces profils de dureté se décomposent en deux régions dans le cas, d’indenteurs de type
Berkovich ou conique, alors que celles mesurées par la pointe coin cube se décomposent en
trois régions.
a) Pointe Conique
0
2
4
6
8
10
12
0 50 100 150 200 250 300
hc (nm)
H (GPa)
SiO2 - Pointe Conique
I
II
Défaut de la pointe
Chapitre III Mise en œuvre de la technique de nanoindentation
42
0
2
4
6
8
10
12
14
0 50 100 150 200 250 300
hc (nm)
H (GPa)
Si - Pointe Conique
b) Pointe Berkovich
0
2
4
6
8
10
0 20 40 60 80 100 120 140 160 180 200
hc (nm)
H (GPa)
SiO2 - Pointe Berkovich
I II
Défaut de la pointe
I II
Défaut de la pointe
Chapitre III Mise en œuvre de la technique de nanoindentation
43
0
2
4
6
8
10
12
14
0 20 40 60 80 100 120 140 160 180
hc (nm)
H (GPa)
Si - Pointe Berkovich
c) Pointe Coin cube
0
2
4
6
8
0 100 200 300 400 500 600
hc (nm)
H (GPa)
SiO2 - Pointe Coin cube
I II
Défaut de la pointe
I II III
Défaut de la pointe
Chapitre III Mise en œuvre de la technique de nanoindentation
44
0
2
4
6
8
10
12
0 100 200 300 400 500 600 700
hc (nm)
H (GPa)
Si - Pointe Coin cube
Figure 10 : Dureté du silicium el la silice fondue en fonction de la profondeur de contact
obtenue par différentes pointes. a) pointe conique, b) pointe Berkovich, c) pointe coin cube
Dans la zone I, quelque soit la pointe utilisée, la dureté est faible. Cette faible dureté lorsque
la profondeur de pénétration est inférieure à 20nm est attribuée à l’imperfection de la
géométrie de la pointe à son extrémité. En effet, l’extrémité de ces pointes s’avère
avoir toujours une forme arrondie de type sphérique. En dessous de cette profondeur de
pénétration hlim < 20nm la géométrie sphérique de la pointe prédomine et devrait être utilisée
pour le calcul de l’aire de contact.
Dans la zone II, en augmentant la profondeur de pénétration, la dureté reste inchangée. Pour
la silice fondue on obtient une valeur de H = 9,3 GPa ± 0,1 avec la pointe Berkovich et H =
9,8 ± 0,3 GPa avec la pointe conique. Pour le silicium on obtient une valeur de H = 11,9 ± 0,2
GPa avec la pointe Berkovich et H = 12,4 ± 0,3 GPa avec la pointe conique.
Pour la pointe coin cube une valeur de H = 8,1 ± 0,1 GPa et H = 9,7 ± 0,1 GPa a été mesurée
pour la silice fondue et le silicium respectivement.
Les duretés de la silice fondue et du silicium mesurées avec la pointe Berkovich et la pointe
conique, dans la zone II, donnent de bons résultats et ils correspondent aux valeurs obtenues
dans la littérature (H = 9,5 GPa pour la silice fondue et H = 11-14 GPa pour le silicium [6,7])
alors que les duretés obtenues avec la pointe coin cube sont inférieurs.
Une chute de dureté drastique à partir d’une certaine force appliquée sur la pointe coin cube
(Zone III) est observée. La dureté diminue de H = 8,1 GPa à H = 6,4 GPa pour la silice
fondue et de H = 9,7 GPa à H = 5,2 GPa pour le silicium. Cette force est comprise entre
I II III
Défaut de la pointe
Chapitre III Mise en œuvre de la technique de nanoindentation
45
7000µN et 10000µN pour la silice fondue et entre 5000µN et 10000µN pour le silicium.
Lorsqu’on ont dépasse une certaine force critique avec la pointe coin cube on risque de
fissurer le matériau car les profondeurs de pénétration maximales sont très importantes et le
champ de contrainte sous l’indenteur devient très fort.
En comparant les résultats de la dureté de la silice fondue et du silicium obtenue avec
différentes pointes pour Fmax = 1000, 3000, 5000, 8000µN (voir figure 11), on observe, que la
dureté obtenue avec la pointe Berkovich et la pointe conique est comparable à celle énoncée
dans la littérature alors que la valeur obtenue avec la pointe coin cube est inférieur aux valeurs
énoncées dans la littérature [6,7].
a)
0
2
4
6
8
10
12
0 1000 2000 3000 4000 5000 6000 7000 8000 9000
Fmax (µN)
H (GPa)
SiO2 - Pointe Conique SiO2 - Pointe Berkovich SiO2 - Pointe Coin cube
Chapitre III Mise en œuvre de la technique de nanoindentation
46
b)
0
2
4
6
8
10
12
14
0 1000 2000 3000 4000 5000 6000
Fmax (µN)
H (GPa)
Si - Pointe Conique Si - Pointe Berkovich Si - Pionte Coin cube
Figure 11 : Comparaison de la dureté obtenue avec différente géométrie de pointes utilisées à
différentes forces maximales. a) la silice fondue, b) le silicium.
a)
0
0,1
0,2
0,3
0,4
0,5
0 100 200 300 400 500 600 700 800 900
hc (nm)
H (GPa)
Al - Pointe Conique
Chapitre III Mise en œuvre de la technique de nanoindentation
47
b)
0
0,1
0,2
0,3
0,4
0,5
0 200 400 600 800 1000 1200 1400 1600 1800
hc (nm)
H (GPa)
Al - Pointe Coin cube
Figure 12 : Dureté de l’aluminium en fonction de la profondeur de contact obtenue par
différentes pointes. a) avec pointe conique, c) pointe coin cube
La dureté de l’aluminium obtenue avec la pointe conique ou la pointe coin cube est toujours
inférieure à la valeur de référence H = 0,4 GPa (voir figure 12). Ces résultats sont affectés par
l’effet de pile-up, due à la forte plasticité de l’aluminium. Le Pile-up donne lieu à une sous-
estimation de la dureté puisque l’aire de contact est alors surestimée. La rugosité de
l’Aluminium induit une erreur importante et non maitrisable dans l’évaluation de A (hc).
Figure 13: représentation schématique du comportement de type pile-up
2.3 Module d’Elasticité
Les figures suivantes présentent les évolutions du module d’Young en fonction de la
profondeur de contact hc.
Ap
Pile-up
Chapitre III Mise en œuvre de la technique de nanoindentation
48
a) Pointe Conique
10
20
30
40
50
60
70
80
0 50 100 150 200 250 300
hc (nm)
Er (GPa)
SiO2 - Pointe Conique
20
40
60
80
100
120
140
160
180
0 50 100 150 200 250 300
hc (nm)
Er (GPa)
Si - Pointe Conique
Chapitre III Mise en œuvre de la technique de nanoindentation
49
b) Pointe Berkovich
10
20
30
40
50
60
70
80
0 20 40 60 80 100 120 140 160 180 200
hc (nm)
Er (GPa)
SiO2 - Pointe Berkovich
20
40
60
80
100
120
140
160
180
0 20 40 60 80 100 120 140 160 180
hc (nm)
Er (GPa)
Si - Pointe Berkovich
Chapitre III Mise en œuvre de la technique de nanoindentation
50
c) Pointe Coin cube
50
55
60
65
70
75
80
0 100 200 300 400 500 600
hc (nm)
Er (GPa)
SiO2 - Pointe Coin cube
50
70
90
110
130
150
170
190
0 100 200 300 400 500 600 700
hc (nm)
Er (GPa)
Si - Pointe Coin cube
Figure 14 : Module d’Young du silicium et la silice fondue en fonction de la profondeur de
contact obtenu avec différentes pointes. a) pointe Conique, b) Berkovich, c) coin cube
Les modules d’Young mesurés avec la pointe Berkovich et la pointe conique sont
comparables aux valeurs obtenues dans la littérature (Er ~ 69,9 GPa pour la silice fondue et
(Er = 150 – 180 GPa pour le silicium [6,7]).
I II
5000µN 8000µN
I II
7000µN
8000µN
9000µN
Chapitre III Mise en œuvre de la technique de nanoindentation
51
On observe une diminution du module d’Young avec la pointe coin cube lorsque la
profondeur de pénétration est importante. Les valeurs du module d’Young obtenues avec la
pointe coin cube se repartissent en deux zones. Dans la zone I, les valeurs obtenues sont, en
accord avec celles énoncées dans la littérature, alors que les valeurs de la zone II, lorsqu’on
excède la force critique, sont inférieures à celles énoncées dans la littérature [6,7].
L’utilisation du dispositif de nanoindentation instrumenté a permis de déterminer les
propriétés mécaniques principales, dureté et module d’Young, de la silice fondu, du
silicium et de l’Aluminium. Deux problèmes surgissent dans le calcul de la dureté. Tout
d’abord, l’imperfection de la géométrie des pointes utilisées engendre une sous-estimation
de la dureté pour les faibles valeurs de la profondeur de pénétration. En second lieu, la
géométrie de la pointe influe sur les propriétés mécaniques. La dureté et le module
d’Young obtenus avec la pointe coin cube sont faibles, alors que celles obtenues avec la
pointe Berkovich et la pointe conique donnent de bons résultas. Par conséquent, la pointe
Berkovich et la pointe conique devraient être préférées pour calibrer l’instrument de
nanoindentation. La pointe coin cube n’est pas appropriée pour la calibration mais elle
peut être utilisée, par exemple, pour l’étude des propriétés plastique. Ainsi, on ne peut pas
utiliser l’aluminium (matériau ductile) comme matériau de référence, à cause de la
présence du phénomène de pile-up important qui influe sur la dureté et le module
d’Young.
Chapitre III Mise en œuvre de la technique de nanoindentation
52
Bibliographie du chapitre III
[1] K. L. Johnson, "Contact mechanics", Cambridge University Press, Cambridge, G.B.,
1994.
[2] Triboscope® User Manual, Hysitron Inc, (2000)
[3] A. Jellad, Thèse à l’Université d’Evry Val d’Essonne, Laboratoire d’Etudes des Milieux
Nanométriques (2006)
[4] L. Boudoukha, Thèse à l’Institut National des Sciences Appliquées de Lyon (1996)
[5] [7] W.C Oliver, G.M. Pharr, An improved technique for determining hardness and elastic
modulus using load and displacement sensing indentation experiments, J. Mater. Res., Vol. 7,
No 6, p. 1560 (1992).
[6] G.M. Pharr, D.S. Harding, W.C. Oliver, Measurement of Fracture Thoughness in Thin
Films and Small Volumes Using Nanoindentation Methods, Mechanical properties and
deformation behavior of materials having ultra-fine microstructures, Kluwer Academic
Publisher, Dordrecht, p 449-461 (1993)
[7] Determination of Hardness and Modulus of Thin Film and Coating by Nanoindentation.
Contract no. SMT4-CT98-2249, NPL Report MATC(A) 24 (May 2001)
Chapitre VI Etude des propriétés mécaniques des films du carbure de bore
53
Chapitre VI
Etude des propriétés mécaniques des films B4C
Les matériaux céramiques trouvent de plus en plus leur place dans les applications
industrielles. En effet, les propriétés physico-chimiques de ces matériaux tels que leur faible
conductivité thermique, leur dureté élevé les prédisposent à être utilisés comme revêtements
de protection ou barrières thermique par exemple. Leur dureté élevée est liée essentiellement
aux fortes liaisons ioniques et/ou covalentes présentes dans le matériau. Ces liaisons sont
fortement directionnelles et confèrent à la céramique un comportement spécifique par rapport
à une sollicitation mécanique.
Dans le présent travail nous avons choisi d’étudier les couches minces du carbure de bore.
Une étude mécanique des films B4C sera présentée. Le dépôt du carbure de bore a été réalisé
par pulvérisation cathodique DC à partir d’une cible stoechiométrique B4C.
Le but est d’abord d’étudier l’effet des propriétés physico-chimiques du substrat et ensuite
d’étudier l’influence des paramètres de dépôt (tension de polarisation du substrat, température
du dépôt et la pression partielle de N2), sur la dureté et le module d’Young des films.
Chapitre VI Etude des propriétés mécaniques des films du carbure de bore
54
1. Caractéristiques du carbure de bore
Le carbure de bore synthétisé depuis le début du siècle est un matériau très intéressant sur les
plans à la fois technologique et scientifique. C’est une céramique fragile d’aspect gris-noir.
Les caractéristiques et les propriétés physique et thermique du carbure de bore son regroupées
dans le tableau 1.
Cette céramique possède de nombreuses propriétés intéressantes. Le carbure de bore est
considéré comme réfractaire puisque sa température de fusion est supérieure à 1800°C
(2400°C) [1]. De plus, il présente de bonnes propriétés mécaniques et thermiques. Ceci se
traduit par une dureté élevée (entre 10 – 50,4 GPa) [2, 3, 4, 5] alliée a un grand module
d’élasticité (145 – 420 GPa) [2, 3, 4, 5]. Le carbure de bore possède un fort pouvoir
thermoélectrique à haute température. Sa faible réactivité chimique. Contrairement au bore, le
carbure de bore est un composé chimique très stable qui possède une très faible interaction
chimique avec l’acier. Ainsi, il possède une grande capacité à absorber les neutrons.
Propriétés
Couleur Grise-noir
Densité (g.cm-3) 2,52
Point de fusion °C 2445
Dureté (GPa) 10 – 50,4
Résistance transversale à la rupture (MPa.m-1/2
) 2,9 - 3,7
Module d’Young (GPa) 145 - 420
Conductivité électrique (à 25°C) (S) 140
Conductivité thermique (à 25°C) (W/m.K) 30 - 42
Coefficient d’expansion thermique × 10-6 (°C) 5
Section efficace de capteur des neutrons thermique (barn) 600
Tableau 1 : caractéristiques et propriétés physiques du carbure de bore [1].
Le diagramme de phases du système B-C est présenté figure 1 [1]. Il est actuellement admis
qu’il n’existe qu’une seule phase de carbure de bore dans l’intervalle de composition compris
entre les tenures de 8,8% et 20% en atomes de carbone. L’élaboration industrielle du carbure
de bore conduit toujours à un produit proche de la limite de phase 20% en atomes de carbone.
Dans la suite de notre chapitre, nous considérons uniquement le carbure de bore dont la teneur
en carbone est 20% en nombre d’atomes. Pour cette composition en carbone, la maille
cristalline du carbure de bore est de type rhomboédrique souvent décrite en système
hexagonal. Les paramètres de maille de cette céramique sont :
en repère rhomboédrique : a = 5,16 A° et α = 66,3°
en repère hexagonal : ah = 5,59 A° et α = 12,07°
Chapitre VI Etude des propriétés mécaniques des films du carbure de bore
55
Les atomes de bore sont regroupés en icosaèdre B11C centrés au sommet de la maille. Les
icosaèdres sont formés de carbone et de bore (B11C) pour respecter la stoechiométrie du B4C.
Figure 1 : Diagramme de phases du système B-C [1, 4].
Ce travail entre dans le cadre de la thèse de doctorat préparée par Tolga Tavsanoglu.
2. Propriétés mécaniques des films du carbure de bore B4C
Nous présentons dans cette partie les résultats expérimentaux issus des mesures de
nanoindentation (triboscop Hysitron) réalisés pour les échantillons de carbure de bore
d’épaisseur 450-500 nm. Les effets du substrat, de la tension d’auto-polarisation, de la
température de dépôt et la teneur en azote seront étudiés.
Les essais mécaniques sont réalisés avec la pointe Berkovich décrite dans le chapitre I. Les
résultats de dureté et le module d’Young sont obtenus à partir des expériences de
nanoindentation en utilisant le capteur unidimensionnel. Tout au long des mesures, la charge
normale appliquée à l’indenteur croit pendant 5s jusqu'à une valeur maximale et puis décroît
jusqu'à 0 µN pendant la même durée. Correspondant au profil suivant :
Fmax
5s temps
Chapitre VI Etude des propriétés mécaniques des films du carbure de bore
56
Les substrats ayant servi pour les dépôts de revêtements sont acier rapide M2, acier ferritique
AISI et le silicium monocristallin (100).
La microstructure et la topographie des films déposés ont été observées par microscope
électronique à balayage (SEM).
2.1 Propriétés physico-chimique des substrats
Dans un premier temps, les films élaborés par pulvérisation cathodique DC sont déposés sur
des substrats monocristallins de silicium orientés (100), et acier ferritique AISI de dureté
H=1,7GPa, ils possèdent une excellente résistance à la corrosion, ce sont des aciers
amagnétiques et très ductiles.
L’acier ferritique de AISI est composé majoritairement de l’élément Fer et des éléments
suivants :
Elément Fe C Si Mn P S Cr Ni Mo Autre : N
%atomique 63 à
68
0,03 1 2 0,045 0,03 16,5 à
18,5
10 à
13
2 à
2,5
0,11
Tableau 2 : Composition du substrat acier ferritique AISI
En second lieu, les films élaborés par pulvérisation cathodique DC assisté d’un magnétron ont
été déposés sur des substrats monocristallins de silicium orientés (100), et sur un acier rapide
M2 de dureté H = 9 GPa couramment utilisé pour des applications mécaniques sévères et dans
la composition est motionnée tableau 3.
Elément C Cr Mo V W Fe
% atomique 0 ,9 4,3 5,0 1,8 6,4 81,6
Tableau 3 : Composition du substrat acier rapide M2
2.2 Paramètres de dépôt utilisés
Lors du dépôt des films élaborés par pulvérisation cathodique DC, les substrats ont été
polarisés graduellement (0V, -50V, -200V) à une température ambiante. Les différentes
observations réalisées au microscope électronique à balayage montrent que les films
possèdent une structure colonnaire.
Chapitre VI Etude des propriétés mécaniques des films du carbure de bore
57
L’ensemble des films élaborés par pulvérisation cathodique DC ainsi que les paramètres de
dépôts sont présentés tableau 4.
Echantillon Tension de
polarisation de
substrat
Température de
dépôt Ts (C°)
Substrat Epaisseur
(nm)
B4C47 0 0 Acier ferritique et Si 450-500
B4C37 50 0 Acier ferritique et Si 450-500
B4C46 200 0 Acier ferritique et Si 450-500
Tableau 4 : Descriptif des échantillons élaborés par pulvérisation DC magnétron
Lors de dépôts des films élaborés par pulvérisation cathodique DC assisté d’un magnétron, les
substrats ont été polarisés graduellement (0V, -50V pendant 5 minutes, -100V pendant 5
minutes, -150V pendant 10 minutes, -250V pendant 10 minutes), trois température de 50oC,
100oC et 250
oC ont été retenues.
L’ensemble des films élaborés par pulvérisation cathodique DC assisté d’un magnétron ainsi
que les paramètres de dépôt sont présentés tableau 5.
Echantillons Tension de
polarisation de
substrat
Température
de dépôt Ts
(Co)
Substrat Epaisseur
(nm)
B4C92
B4C83
B4C82
B4C84
B4C96
B4C89
B4C93
B4C91
B4C94
B4C95
B4C90
B4C88
B4C87
0
50
100
150
0
50
100
150
0
50
100
150
250
50
50
50
50
150
150
150
150
250
250
250
250
250
Acier rapide
Acier rapide
Acier rapide et Si
Acier rapide et Si
Acier rapide et Si
Acier rapide
Acier rapide
Acier rapide
Acier rapide
Acier rapide et Si
Acier rapide et Si
Acier rapide et Si
Acier rapide et ferrique
450-500
//
//
//
//
//
//
//
//
//
//
//
//
//
//
Tableau 5 : Descriptif des échantillons élaborés par pulvérisation DC assisté d’un magnétron
Chapitre VI Etude des propriétés mécaniques des films du carbure de bore
58
2.3 Microstructure des échantillons réalisés
L’utilisation du magnétron permet d’augmenter le libre parcours moyen des électrons
secondaires et donc d’accroître la probabilité d’ionisation du gaz plasmagène (Ar). Un plasma
dense est alors généré permettant ainsi un rendement de pulvérisation plus important. Un
schéma du dispositif et représenté à la figure 2.
Figure 2 : Schéma du dispositif de dépôt
La polarisation du porte substrat permet de bombarder la surface des films avec des ions
fortement énergétiques.
L’énergie de collision des ions avec le substrat sera contrôlée par la polarisation négative
(negative DC bias) appliquée au support.
On constate que l’application d’une tension négative Vs sur le substrat induit une
augmentation de la dureté et ce pour les trois températures étudiées.
Cela peut s’expliquer par la densification de la couche mince suite à son bombardement par
les ions Ar+.
En effet, les ions Ar+ ont pour effet de détruire toute structure colonnaire et donc de favoriser
une densification du film mince.
2.4 Propriétés mécaniques des films B4C élaborés par pulvérisation cathodique DC
Les couches de B4C déposées sur acier ferritique et sur silicium, ont été soumises à plusieurs
indentations à différentes forces maximales (1000, 3000, 5000, 8000µN).
Chapitre VI Etude des propriétés mécaniques des films du carbure de bore
59
Les courbes charge-décharge obtenues à quatre forces maximales sont présentées sur les
figures 3 et 4.
a) b)
0 50 100 150 200 2500
1000
2000
3000
4000
5000
6000
7000
8000
9000
1000 µN
3000 µN
5000 µN
8000 µN
Fmax (µN)
hmax (nm)
0 50 100 150 2000
1000
2000
3000
4000
5000
6000
7000
8000
9000
1000 µN
3000 µN
5000 µN
8000 µN
Fmax (µN)
hmax (nm)
c)
0 50 100 150 2000
1000
2000
3000
4000
5000
6000
7000
8000
9000
1000 µN
3000 µN
5000 µN
8000 µN
Fmax (µN)
hmax (nm)
Figure 3 : Courbe de charge-décharge des films B4C déposés sur acier ferritique AISI
a) B4C47 b) B4C37 c) B4C46
En observant les courbes d’indentation sur la figure 3, on remarque, lorsque F = 1000 et
3000µN, les films de carbure de bore ont un comportement essentiellement élastoplastique.
Pour des forces maximales F = 5000, 8000 µN, la figure 3 indique une contribution du
substrat.
Les mesures effectuées sur les films B4C/silicium (substrat dur) ne montrent aucun effet du
substrat.
Effet du substrat Effet du substrat
Effet du substrat
Chapitre VI Etude des propriétés mécaniques des films du carbure de bore
60
a) b)
-10 0 10 20 30 40 50 60 70 80 90 100 110 120 130 140 150 1600
1000
2000
3000
4000
5000
6000
7000
8000
9000
1000 µN
3000 µN
5000 µN
8000 µN
Fmax (µN)
hmax (nm)
-10 0 10 20 30 40 50 60 70 80 90 100 110 120 130 140 150 160 170-1000
0
1000
2000
3000
4000
5000
6000
7000
8000
9000
1000 µN
3000 µN
5000 µN
8000 µN
Fmax (µN)
hmax (nm)
Figure 4 : Courbe de charge-décharge des films B4C déposés sur silicium
a) B4C47 b) B4C46
Le tableau 6 présente la dureté et le module d’Young des films B4C déposées sur acier
ferritique et sur Silicium obtenus par nanoindentation à différentes forces maximales.
Echantillons Fmax µN hmax hc H (GPa) E (GPa)
B4C47/acier ferritique 1000
3000
5000
8000
42,83
76,6
114,9
197,9
30,1
54,01
88,3
171,4
15,2
21,7
17,5
9,2
238,9
238,7
230,9
209,5
B4C37/acier ferritique 1000
3000
5000
8000
35,6
77,9
118,2
185,04
22,7
53,7
90,9
158,05
20,8
21,9
16,6
10,5
242,1
221,1
219,2
219,4
B4C46/acier ferritique 1000
3000
5000
8000
39,1
84,6
117,1
179,6
24,8
61,1
90,9
146,4
18,8
18,2
16,7
12,1
209,0
209,4
216,6
188,6
B4C47/silicium 1000
3000
5000
8000
37,6
82,8
112,9
147,8
21,5
58,4
79,7
104,9
22,0
19,4
20,4
20,1
200,6
204,7
201,7
200,3
B4C46/silicium 1000
3000
5000
8000
40,9
87,1
119,1
156,9
25,8
60,1
84,1
111,5
19,2
19,8
18,8
19,1
181,4
182,9
181,3
180,1
Tableau 6 : Résultats obtenus sur les films B4C/substrat acier ferritique et sur Silicium
respectivement
Chapitre VI Etude des propriétés mécaniques des films du carbure de bore
61
La dureté des films B4C déposées sur acier ferritique (substrat mou) diminue lorsque la force
augmente (voir tableau). Plus la valeur de la profondeur de pénétration est importante plus la
réponse du substrat sera significative dans les grandeurs mesurées. Ainsi la dureté mesurée à
5000, 8000µN est une valeur composite (film+substrat).
Par contre, concernant les films B4C déposée sur silicium (substrat dur), la dureté reste
inchangée lorsque hmax augmente, la valeur de ~20GPa étant celle de films.
Le module d’Young des films B4C/acier ferritique diminue lorsque la profondeur de
pénétration augmente. Pour les films B4C déposé sur silicium le module d’Young est
pratiquement constant. Une valeur moyenne de 200GPa a été retrouvée pour B4C47/Silicium.
Un module d’Young de 181GPa a été obtenu dans le cas de B4C46/Silicium.
Un effet dû aux propriétés du substrat semble intervenir dans le calcul de la dureté et le
module d’élasticité réduit des films B4C/acier ferritique.
En conclusion : plus la valeur de la dureté du substrat est faible et éloignée de celle du
revêtement, plus les propriétés mécaniques (dureté, Module d’Young) des couches minces
seront influencés par le substrat.
En effet, les mesures de nanoindentation ont été réalisées sans prenant en considération
l’hypothèse de Buckel [6]. Cette hypothèse révèle que la profondeur de pénétration de
l’indenteur ne doit pas dépasser 10% de l’épaisseur total du film afin d’éviter l’influence des
propriétés du substrat sur celle du film.
Von Stebut et al. [7, 8] ont également montré la limitation de cette hypothèse dans deux
travaux récents. Ils ont effectué plusieurs tests de nanoindentation sur un film d’acier déposé
sur un substrat d’Aluminium. Ils ont étudié l’évolution du module d’Young des films pour
plusieurs valeurs de profondeur de pénétration. Cependant, ils ont montré que lorsque le
rapport t
hmax (hmax étant la profondeur de pénétrateur maximale et t est l’épaisseur du film) est
inférieur à 10%, le module d’Young calculé provient de la réponse élastique du film. De plus
pour t
hmax est supérieur à 10%, la réponse élastique obtenue est à 90% celle du substrat.
La plus grande sensibilité des propriétés mécaniques des films B4C est due à la dureté du
substrat.
Chapitre VI Etude des propriétés mécaniques des films du carbure de bore
62
Des mesures de nanoindentation, ont été réalisées sur les films du carbure de bore déposés
sur substrats acier ferritique et silicium monocristallin en faisant varier la tension de
polarisation du substrat, à une température ambiante. Nous avons observé une diminution
de la dureté et du module d’Young lorsque la dureté du substrat est faible (acier ferritique).
Par contre, la dureté et le module d’Young restent pratiquement constants lorsque le
substrat est dur (silicium). Par ailleurs, l’augmentation de la tension de polarisation n’a
influencé ni la microstructure ni les propriétés mécaniques des films élaborés par
pulvérisation cathodique DC.
2.5 Propriétés mécaniques des films B4C élaborés par pulvérisation cathodique DC
assisté d’un magnétron
La nanoindentation des films du carbure de bore élaborés par pulvérisation cathodique DC
assisté d’un magnétron a permis d’évaluer la dureté et le module d’Young des revêtements et
d’étudier l’influence du substrat, puis d’observer l’effet de la tension de polarisation du
substrat (bias), de la température de dépôts et de la teneur en azote.
L’influence du substrat
Les résultats obtenus sur l’échantillon B4C87 (voir tableau 6) déposée sur acier ferritique AISI
à permis d’évaluer l’effet du substrat sur la dureté et le module d’Young du système
film/substrat élaboré par DC magnétron.
On observant les courbes d’indentation de la figure 5, on remarque, lorsque la charge
appliquée sur le système B4C87/acier ferritique est supérieure à 3000µN (couche dure
déposée, sur substrat mou), on à une contribution de substrat.
Pour la courbe charge-décharge de B4C87/acier rapide M2 (couche dure déposée, sur substrat
dur), lorsque la force maximale est supérieure à 3000µN on n’observe pas d’influence du
substrat, et le film à un comportement élastoplastique.
Chapitre VI Etude des propriétés mécaniques des films du carbure de bore
63
a) b)
0 50 100 150 2000
1000
2000
3000
4000
5000
6000
7000
8000
9000
10000
1000 µN
3000 µN
5000 µN
9000 µN
Fmax (µN)
hmax (nm)
-10 0 10 20 30 40 50 60 70 80 90 100 110 120 130 140 1500
1000
2000
3000
4000
5000
6000
7000
8000
9000
10000
1000 µN
5000 µN
9000 µN
Fmax (µN)
hmax (nm)
Figure 5 : Courbes de charge-décharge, ech.B4C87 a) sur acier ferrique b) sur acier rapide
En comparant la dureté du film B4C87 déposé sur les différents substrats, on remarque que le
profil de dureté obtenu sur acier ferrique (substrat mou) se décompose en trois régions.
0
5
10
15
20
25
30
35
40
0 20 40 60 80 100 120 140 160 180
hmax (nm)
Dureté (GPa)
Figure 6 : Profil de dureté du film B4C87/acier ferrique AISI
Zone I : lorsque la profondeur pénétrée est inférieur à 45 nm de l’épaisseur de la couche, les
valeurs obtenues de dureté sont faibles. Le comportement des premiers points est attribué à
l’existence du défaut de pointe et ces points ne doivent pas être pris en compte lors de
l’interprétation. Ce phénomène a été traité dans le chapitre 3.
Zone I Zone III
Zone II
Défaut de la pointe Filmm+substrat
Effet du substrat
Chapitre VI Etude des propriétés mécaniques des films du carbure de bore
64
Zone II : une valeur de dureté élevée est atteinte H = 35GPa. On peut affirmer que la dureté
mesurée est celle de la couche.
Zone III : dans cette région affectée par le substrat, la dureté diminue graduellement de 35GPa
à 15GPa. Ceci laisse supposer que la dureté mesurée est comprise entre celle de la couche et
celle du substrat.
Pour le film B4C déposé sur l’acier rapide M2 (substrat dur), la dureté se décompose en deux
régions.
0
5
10
15
20
25
30
35
40
0 20 40 60 80 100 120 140 160
hmax (nm)
Dureté (GPa)
Figure 7 : Profil de dureté du film B4C87/acier rapide M2
Zone I : lorsque la profondeur de pénétration est inférieure à 47 nm, les valeurs de la dureté
sont faibles. La faible dureté dans ce domaine est due au défaut de la pointe.
Zone II : la dureté se stabilise pour atteindre la valeur de dureté intrinsèque à la couche. On
n’observe donc pas d’effet du substrat sur la dureté mesurée. On peut affirmer que la dureté
mesurée est celle de la couche, et non une dureté composite.
Zone I Zone II
Défaut de la pointe
Chapitre VI Etude des propriétés mécaniques des films du carbure de bore
65
a)
100
150
200
250
300
350
0 20 40 60 80 100 120 140 160 180
hmax (nm)
Module d'Young (GPa)
b)
100
150
200
250
300
0 20 40 60 80 100 120 140 160
hmax (nm)
Module d'Young (GPa)
Figure 8 : Profil du module d’Young mesuré sur le film B4C87 a) déposé sur acier ferritique
AISI b) déposé sur acier rapide M2
Les figures 8.a et 8.b illustrent l’évolution du module d’Young selon la profondeur. On
observe que le module d’Young décroît de 275 GPa à 204 GPa lorsque la profondeur de
pénétration augmente pour la couche B4C87 déposé sur acier ferritique (substrat mou), et il
reste sensiblement constant Er = 251 GPa pour la couche déposée sur acier rapide (substrat
dur).
Film Film+substrat
Chapitre VI Etude des propriétés mécaniques des films du carbure de bore
66
L’influence de la tension de polarisation et de la température
La caractérisation des couches minces du B4C déposées sur substrats de silicium
monocristallins (100) et acier rapide (substrats durs) à permis d’évaluer la dureté et le module
d’Young de ces revêtements et d’estimer l’influence de la tension de polarisation du substrat
et la température du dépôt.
Conformément aux résultats précédents, on se mettra dans les conditions expérimentales qui
permettent d’inter la zone I. pour cela, on utilisera des forces maximales supérieures à
1000µN.
Une série d’indentations à des forces élevées de 1000 µN - 9000 µN a été effectué sur les
films du carbure de bore.
Tel que démontré par la figure 12, les courbes de charge-décharge ne présentent aucune
influence du substrat, même à des profondeurs de pénétration d’environ 100 nm (> 10% de la
profondeur maximale de la couche). Les films présentent un comportement élastoplastique.
a) b)
0 20 40 60 800
500
1000
1500
2000
2500
3000 3000 µN
Fmax (µN)
hmax (nm)
-10 0 10 20 30 40 50 60 700
500
1000
1500
2000
2500
3000
3000 µN
Fmax (µN)
hmax (nm)
Chapitre VI Etude des propriétés mécaniques des films du carbure de bore
67
c) d)
0 20 40 60 800
500
1000
1500
2000
2500
3000
3000 µN
Y Axis Title
hmax (nm)
0 20 40 60 800
500
1000
1500
2000
2500
3000
3000 µN
Fmax (µN)
hmax (nm)
Figure 9 : Courbes de charge-décharge obtenues à une force maximale de 3000 µN
a) B4C92/acier rapide à 0V et 50°C b) B4C84/acier rapide à -150V et 250°C
c) B4C94/acier rapide a 0V et 50°C d) B4C88/acier rapide a -150V et 250°C
Ainsi, on remarque que la profondeur de pénétration diminue lorsque la tension de
polarisation augmente. Le retour élastique est calculé suite aux indentations à une force
maximale de 3000 µN (voir tableau 7). A une température de dépôt de 50°C, le retour
élastique passe de 65% à environ 83% suite a la tension de polarisation, ce qui confirme
l’augmentation de la dureté.
Echantillons Tension de
polarisation du
substrat
Température
de dépôt Ts
(Co)
hf hmax Relas%
B4C92/acier rapide
B4C83/acier rapide
B4C82/acier rapide
B4C84/acier rapide
0
50
100
150
50
50
50
50
25,9
18,6
14,2
10,5
74,8
68,2
64,3
62,0
65,4
72,7
77,9
83,0
B4C96/acier rapide
B4C89/acier rapide
B4C93/acier rapide
B4C91/acier rapide
0
50
100
150
150
150
150
150
22,7
19,7
11,2
8,5
74,7
72,1
66,7
65,3
69,6
72,6
83,2
86,9
B4C94/acier rapide
B4C95/acier rapide
B4C90/acier rapide
B4C88/acier rapide
0
50
100
150
250
250
250
250
14,9
9,1
4,5
4,3
76,8
69,9
67,5
66,1
80,5
86,9
93,3
93,5
Tableau 7 : Retour élastique suite à la nanoindentation des films B4C déposés sur acier
rapide
Chapitre VI Etude des propriétés mécaniques des films du carbure de bore
68
L’évolution de la dureté et le module d’Young en fonction de la tension de polarisation du
substrat sont présentés figure 10. Pour chaque point, une moyenne de six mesures a été
effectuée.
a)
20
22
24
26
28
30
32
34
0 20 40 60 80 100 120 140 160
Potentiel négative du substrat (Volt)
Dureté (GPa)
b)
20
22
24
26
28
30
32
34
0 20 40 60 80 100 120 140 160
Potentiel négative du substrat (Volt)
Dureté (GPa)
Chapitre VI Etude des propriétés mécaniques des films du carbure de bore
69
c)
20
25
30
35
40
45
0 20 40 60 80 100 120 140 160
Potentiel négative du substrat (Volt)
Dureté (GPa)
Figure 10 : Evolution de dureté des échantillons B4C/acier rapide en fonction de la tension
de polarisation : a) 50°C b) 150°C c) 250°C.
La figure 10 montre une augmentation de la dureté avec la tension de polarisation du substrat.
Des duretés de 27.9 GPa (50°C), 30.6 GPa (150°C) et 31.5 GPa (250°C) on été trouvées pour
les films déposés à 0V. La dureté atteint 31.5 GPa (50°C), 32.4 GPa (150°C) et 39.5 GPa
(150°C) à -150V.
a)
100
150
200
250
300
350
0 20 40 60 80 100 120 140 160
Potentiel négative du substrat (Volt)
Module d'Young (GPa)
Chapitre VI Etude des propriétés mécaniques des films du carbure de bore
70
b)
100
150
200
250
300
350
0 20 40 60 80 100 120 140 160
Potentiel négative du substrat (Volt)
Module d'Young (GPa)
c)
100
150
200
250
300
350
0 20 40 60 80 100 120 140 160
Potentiel négative du substrat (Volt)
Module d'Young (GPa)
Figure 11 : Evolution du module d’Young des échantillons B4C/acier rapide en fonction de la
tension de polarisation : a) 50°C b) 150°C c) 250°C
On observe, une légère augmentation du module d’Young (figure 11.a. b. c).
Chapitre VI Etude des propriétés mécaniques des films du carbure de bore
71
L’augmentation de la dureté et du module d’Young avec la tension de polarisation négative
est due au bombardement du substrat lors de la croissance avec des ions fortement énergiques
introduits par le plasma assisté. Cela a pour effet la densification du film.
Plus la tension de polarisation négative du substrat augmente, plus le film devient dense.
L’augmentation de la dureté avec la tension de polarisation du substrat est en accord avec les
résultas de N. Schwarzer et al [11]. Ces derniers auteurs ont déposé des films de carbure de
bore d’épaisseur 700 nm et 2,7 µm à 50% N2 sur des substrats de silicium (111) par
pulvérisation cathodique DC magnétron. Dans leurs cas, la dureté s’étend de 8 GPa à 16 GPa
lorsque la tension augmente jusqu'à -450V.
Notons, à titre indicatif, que la dureté et le module d’Young des films minces du carbure de
bore élaborés par la pulvérisation cathodique DC assisté d’un magnétron est plus élevé que
celles élaboré par pulvérisation cathodique DC.
La dureté et le module d’Young des films de B4C/acier rapide M2 en fonction de la
température du substrat sont montrés dans la figure 15. Pour comparer l’influence des deux
paramètres séparément aucune tension de polarisation n’a été appliquée au substrat.
a)
20
22
24
26
28
30
32
34
0 50 100 150 200 250 300
Température du substrat (°C)
Dureté (GPa)
Chapitre VI Etude des propriétés mécaniques des films du carbure de bore
72
b)
100
150
200
250
300
350
0 50 100 150 200 250 300
Température du substrat (°C)
Module d'Young (GPa)
Figure 12 : a) Evolution de la dureté en fonction de la température du substrat
b) Evolution du module d’Young en fonction de la température du substrat
On observe, une augmentation de la dureté avec la température. Elle augmente de 27,9GPa
pour le film déposé à 50 °C pour atteindre une valeur de 31,5GPa pour le film déposé à
250 °C. Le module d’Young suit la même tendance. Une légère augmentation de 260GPa à
281GPa avec l’augmentation de la température a été observée. Cela indique que les propriétés
mécaniques (dureté, module d’Young) se renforcent avec la température du dépôt.
Effet de la teneur en azote N2
Des mesures de nanoindentation on été effectuées sur les films minces de carbure de bore
déposés sur silicium, en faisant varier la pression partielle N2. Les différents échantillons
présentent ainsi des teneurs en azote différentes. Un ensemble de six mesures d’indentation a
été réalisé pour tous les échantillons, sous une charge normale de 3000 µN.
L’ensemble des films élaborés ainsi que les paramètres de dépôts sont présentés tableau 8.
Echantillons Tension de polarisation
du substrat (Volt)
Température du dépôt
(C°)
Substrat % N2
B4C239 50 50 Silicium 5
B4C208 50 50 Silicium 25
B4C220 50 50 Silicium 50
Tableau 8 : Descriptif des échantillons
Chapitre VI Etude des propriétés mécaniques des films du carbure de bore
73
L’évolution de la dureté et du module d’Young est présentée figure 16. Cette figure montre
une diminution de la dureté et du module d’Young avec l’augmentation de la teneur en azote.
a)
0
5
10
15
20
25
0 10 20 30 40 50 60
% N2
Dureté (GPa)
b)
100
120
140
160
180
200
0 10 20 30 40 50 60
% N2
Module d'Young (GPa)
Figure 13 : a) Evolution de la dureté en fonction de la pression N2
b) Evolution du module d’Young en fonction de la pression N2
Chapitre VI Etude des propriétés mécaniques des films du carbure de bore
74
La dureté est de 20 GPa pour le film déposé à 5% et atteint une valeur de 8,9 GPa à 50% de
N2. La diminution de la dureté avec l’augmentation de la teneur en azote des films a été aussi
retrouvée par plusieurs auteurs de la littérature [12]. N. Schwarzer et al [11] ont déposé des
films du carbure de bore par pulvérisation cathodique DC magnétron. Une dureté de 8 GPa à
été retrouvé pour le film qui présente un pourcentage atomique de N2 de 50% [11].
Ainsi, Nous observons une diminution du module d’Young de 176,4 GPa à 135 lorsque le
pourcentage atomique de N2 augmente de 5% à 50%.
Des mesures de nanoindentation ont été réalisées sur les films du carbure de bore élaborés
par pulvérisation cathodique DC assisté d’un magnétron déposés sur des substrats en acier
rapide M2 et silicium (100) en faisant varier la tension de polarisation, la température du
substrat et la pression partielle de N2. Une augmentation de la dureté et du module
d’Young des films ont été observés lorsque la tension de polarisation et la température du
substrat augmentent. Une réduction de la dureté et du module d’Young des films a été
observée lorsque teneur en azote augmente. A faible pression partielle d’azote, 5%, le film
possède une dureté H = 20,3 GPa. A 50% la dureté diminue pour atteindre une valeur de
H = 8,9 GPa. Ces dernières valeurs sont comparables avec celles obtenues dans la
littérature pour des films minces de carbure de bore.
En résume, les films du carbure de bore élaborés par pulvérisation cathodique DC
possèdent une structure colonnaire, une morphologie amorphe, une de dureté 20 GPa. Les
films élaborés par pulvérisation cathodique DC magnétron possède une structure dense,
une morphologie amorphe, une rugosité très faible mais une dureté plus importante (39,5
GPa). Il sera intéressant de travailler avec la pulvérisation cathodique DC assisté d’un
magnétron pour élaborer des films très durs.
Chapitre VI Etude des propriétés mécaniques des films du carbure de bore
75
3. Conclusion
Dans ce chapitre, nous avons étudié expérimentalement les propriétés mécaniques des
couches minces de carbure de bore élaborées dans le cadre de ma thèse.
Les couches minces de carbure de bore (B4C) stoechiométrique on été déposées sur des
substrats de silicium, acier rapide M2 et acier ferrique AISI par pulvérisation cathodique à
partir d’une cible stoechiométrique B4C.
Nous avons mis en évidence l’influence de la nature du substrat, de la tension de polarisation
du substrat, de la température de dépôt et de la teneur en azote des films déposés à partir de la
cible B4C sur les propriétés de dureté, et le module d’Young. Nous avons montré que la
nature de substrat influence la dureté et le module d’Young. Cet effet n’a été observé que
lorsque la dureté du substrat est faible. Nous avons également montré une augmentation de la
dureté et du module d’Young avec l’augmentation de la tension de polarisation du substrat et
de la température du dépôt.
Nous avons également montré une diminution de la dureté et du module d’Young des films
avec l’augmentation de la teneur en azote.
Chapitre VI Etude des propriétés mécaniques des films du carbure de bore
76
Bibliographie du chapitre IV
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Chapitre VI Etude des propriétés mécaniques des films du carbure de bore
78
Conclusion générale
79
Conclusion générale
L’essor des matériaux nanostructurés ces dernières années a imposé le développement
de techniques de mesure adaptées a cette échelle. En particulier la nanoindentation permet de
sonder les propriétés mécaniques locales. Les profondeurs de pénétration nanométriques
induisent des sources d’incertitude importantes. En effet, à cette échelle, la rugosité de surface
comme la forme imparfaite de la pointe d’indentation ainsi que le retour élastique peuvent
altérer considérablement la qualité des mesures et leur interprétation.
Dans le cadre de ce stage nous avons obtenu les résultats suivants :
1- La non prise en compte de la forme réelle de la pointe induit une distorsion de la
dureté réelle du système étudié. Cela est d’autant plus vrai que la profondeur de
pénétration est faible ou que le retour élastique est important.
2- Dans le cas des couches minces nanométriques, le substrat peut donner lieu à une
valeur apparente de dureté, plus faible que celle de matériau massif correspondant. Cet
effet est d’autant plus marqué que la dureté du substrat est faible comparativement à
celle du matériau déposé.
3- Concernant les couches minces de carbure de bore, nous avons montré que les
paramètres utilisés durant la croissance (tension de polarisation du substrat,
température) ont un effet direct sur la microstructure du film obtenu et sur la dureté
qui en découle.