DISLOCATIONS DE DIRECTION < 110 > ET DURCISSEMENT D'ALLIAGES DE STRUCTURE L12

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Submitted on 1 Jan 1966

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DISLOCATIONS DE DIRECTION < 110 > ET

DURCISSEMENT D’ALLIAGES DE STRUCTURE L12

M. Fayard

To cite this version:

JOURNAL DE PHYSIQUE Colloque C 3, supplément au no 7-8, Tome 27, juillet-août 1966, page C 3-230

DISLOCATIONS DE DIRECTION

(

110

)

ET DURCISSEMENT D'ALLIAGES

DE STRUCTURE Li,

M. FAYARD

Ecole Nationale Supérieure de Chimie, Paris

Résumé. - On observe fréquemment dans AuCu3 des superdislocations de direction (1 10) de caractère vis. L'absence de ces dislocations dans NisFe pourrait être due à ce que l'énergie des parois d'antiphase ne varie pas avec la direction cristallographique dans Ni3Fe.

Abstract.

-

Screw superdislocations directed along (110) are frequently observed in Cu3Au. The absence of such dislocations in Ni3Fe might be due to the non variation of the antiphase boundaries energy with cristallographic direction in that alloy.

Le durcissement supplémentaire, dû à l'ordre à

grande distance dans les alliages, est souvent attribué

à la création de paroi d'antiphase lors de la traversée, par une superdislocation, d'un défaut existant déjà dans l'alliage. Cottrell [l] a mis en évidence le rôle des parois des domaines dues au recuit et l'influence de la taille des domaines sur la dureté. Vidoz et Brown [2] ont montré que le durcissement par écrouissage pou- vait dépendre des tubes de parois d'antiphase dus à

des crans décalés qui apparaissent sur une super- dislocation lorsqu'elle coupe une super dislocation

de la forêt.

Davies et Stoloff [3] estiment d'autre part que le maximum de dureté pour une taille de domaines de 30

à 40

A

dans AuCu, n'est pas dû au mécanisme de Cot- trell car il n'y aurait pas de superdislocations dans un alliage AuCu, à très petits domaines. Il nous faut ici remarquer que, contrairement à ce que semblent pen- ser ces auteurs, il en est pratiquement de même dans des alliages Ni3Fe dont les domaines ont une taille du même ordre. Les mesures de paramètre d'ordre sur des alliages Ni3Fe [4] ont montré que le paramètre d'ordre

à grande distance était de 0,6 seulement pour des tailles de domaines D de 65

A

environ. Il est donc très vraisemblable de penser que, pour des tailles de domai- nes de

D

= 25

A

environ, les domaines ne sont pas au contact.

On peut d'ailleurs constater (Fig. 1) que les disloca- tions dans un alliage Ni3Fe recuit un jour à 470 OC (D

=

25

A)

sont très analogues à celles qu'on obtient dans un alliage du même type ordonné à courte dis- tance seulement (7). On peut constater que les disloca-

FIG. 1.

-

Ailiage FeNi3 polycristallin écroui par traction - ordre à grande distance peu développé.

tions sont bien empilées et que seules les deux premières paires d'un empilement sont rapprochées suffisam- ment pour qu'on commence à pouvoir parler de super- dislocations. Le rôle de l'ordre à courte distance doit être prépondérant dans le cas de Ni,Fe. Dans le cas d'alliages AuCu, (D

=

40

A)

les premières observa-

DISLOCATIONS DE DIRECTION (110) ET DURCISSEMENT D'ALLIAGES C 3

-

231

tions au microscope électronique indiquent aussi une absence de superdislocations caractérisées.

Les observations d'alliages or-cuivre AuCu, où l'ordre est bien développé ont amené Kear [5] à suppo- ser que le durcissement par écrouissage était dû, aux faibles déformations, au glissement dévié dans des plans ( 100 ). Des dislocations de caractère vis sont très fréquentes dans ces alliages. L'interaction de la superdislocation avec une paroi d'antiphase due au recuit pourrait, d'après Kear, être à l'origine de tels glissements déviés. Vidoz 161 a récemment vivement critiqué ce modèle qui ne devrait pas, selon lui, conduire à un durcissement.

Quelques observations en microscopie électronique de tels alliages nous ont bien montré l'existence de nombreuses superdislocations de type vis. Certaines paraissent effectivement dans des plans ( 100 ) comme les dislocations A de la figure 2 dont les points d'émer-

Les figures 3 et 4 sont prises sur la même plage. Le plan de la feuille est (001). Ce sont des fonds clairs à

(( deux taches », respectivement (200) et (220). Le

vecteur de Burgers des paires de direction [ l a ] *@si- bles sur la micrographie 3 seulement est donc al2 fl*10]. Remarquons d'ailleurs que certains défauts de direc- tion [110] sont encore visibles sur& figure 4. L'alliage recuit 4 jours à 470 OC a des domaines ordonnés de 80

A

environ et le paramètre d'ordre est alors de 0,75 envi- ron, d'après une étude de diffraction X [4]. Les domai- nes sont très vraisemblablement au contact. L'alliage est imparfaitement ordonné. On peut noter en A une

superdislocation très fortement dissociée, éteinte avec

g = [200]. Les superdislocations de vecteur de Burgers a12 [Il01 et de direction [170] ont été aussi observées dans le cas de paramètre d'ordre plus voisin de 1. Les dislocations de direction [110] et de vecteur

a/2 [110] pourraient être des barrières de Cottrell. La réaction des deux dislocations de vecteurs de Burgers

FIG. 2. -Alliage AuCu3 polycristallin ordonné à grande distance. Les dislocations A et B sont éteintes avec g = [Ill].

gence des deux dislocations imparfaites semblent bien être situés sur [O011 trace de (100) sur le plan (710) de la feuille. II n'est pas impossible que la dislocation B de direction [110] se termine par une partie vis dans (100) de vecteur de Burgers al2 [011].

L'observation d'alliages Ni,Fe polycristallins ordon- nés à grande distance et écrouis par traction a montré l'existence de superdislocations de direction (1 10) et

al2 [Oll] et al2 [loi] est du même type que dans le cas des deux autres dislocations nécessite un glissement d'un métal C. F. C. ordinaire. Cependant la réaction dévié et la création de tube de parois d'antiphase dans les plans (11 1) où se produisent ces glissements déviés. L'éhergie de ces parois s'ajoute à celle nécessaire au pincement du défaut d'empilement.

Cette énergie peut être compensée par le fait que les deuxièmes dislocations de vecteur de Burgers a/2 [O1 11

et a/2 [loi] s'attirent entre elles et sont maintenues proches de la barrière formée par la tension des parois d'antiphase.

Ainsi le comportement des superdislocations intro- duites par déformation dans les alliages ordonnés dépend de la variation de l'énergie de paroi d'anti- phase avec la direction cristallographique. Cette varia- tion n'est pas la même dans AuCu, et FeNi, tous les deux de structure LI,. Les obstacles au glissement des superdislocations sont alors de nature très différente et les mécanismes de durcissement de ces alliages doivent alors en tenir compte.

Bibliographie

[ ~ ~ ~ C O T T R E L L (A. H.), Properties and microstructure

(Am. Soc. of metals, Cleveland 1954) cf. ARDLEY

(G. W.), Acta met., 1955, 3,525.

[2] VIDOZ (A. E.) et BROWN (L. M.), Phil. Mag., 1962, 7 , 1167.

[3] DAVIES (R. G.) et STOLOFF (N. S.), Acta met., 1963, 1 1 , 1347.

[4] CALVAYRAC (Y.), BEHOT (F.) et FAYARD (M.), Mém.

Sc. Rev. Met. 1966, 63, 249.

[5] KEAR (B. H.), Acta Met., 1964,12,555. KEAR (B. H.) et

WILSDORF (H. G. F.), Tuans. Met. Soc. A. 1. M. E., 1962, 224, 382.

[6] VIDOZ (A. E.), Acta met., 1965, 13, 1099.

[7] CALVAYRAC (Y.) et FAYARD (M.), C. R. Acad. Sci.,

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