Les zones de ségrégation dans les solutions solides : Introduction à la discussion

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Les zones de ségrégation dans les solutions solides : Introduction à la discussion

A. Guinier

To cite this version:

A. Guinier. Les zones de ségrégation dans les solutions solides : Introduction à la discussion. J. Phys.

Radium, 1962, 23 (10), pp.791-794. �10.1051/jphysrad:019620023010079100�. �jpa-00236681�

791.

LES ZONES DE SÉGRÉGATION DANS LES SOLUTIONS SOLIDES : INTRODUCTION A LA DISCUSSION

Par A. GUINIER,

Faculté des Sciences, Laboratoire de Physique ^des Solides, Orsay (Seine ^et Oise).

Résumé.

²⁰¹⁴

_{Il y}

a

deux types ^{de zones sur} lesquelles les données expérimentales sont maintenant

assez complètes : ^les

^zones

planes orientées dans des plans réticulaires (type G.-P. I de Al-Cu) ^et

les

^zones

isotropes (type A1-Ag

^ou

Al-Zn). Ces dernières produisent toujours

^un

diagramme ^de

diffraction

^«

à

anneau

»,

^ce

qui implique

^une

régularité ^des

zones : ou

bien des noyaux de taille uniforme et

assez

régulièrement disposés,

^ou

^{bien des}

^zones

irrégulièrement disposées mais carac- térisées par ^une structure complexe peu variable de l’une à l’autre. Ces différents modèles sont discutés dans ce colloque. ^Au contraire, ^aucune régularité ^{dans la} disposition ^des

^zones

planes

^ne

se

manifeste expérimentalement.

On discutera les raisons de cette différence. On est certain que les ^zones planes ^{sont accom-} pagnées ^de fortes déformations du réseau alors que

^ces

déformations sont très faibles dans les

zones

isotropes. ^{Dans le} premier ^cas interviendrait principalement l’énergie ^de

^ces

déformations alors que dans le second,

^ce

serait l’énergie ^{liée aux} fluctuations de composition ^dans

^un

^réseau

uniforme

en

première approximation.

Abstract.

²⁰¹⁴

There

are

two types ^of

^{zone on}

^which experimental ^{data are now} sufficiently ^com- plete

²⁰¹⁴

planar

^zones

^oriented along the reticular planes (type G.-P. 1 in Al-Cu) ^and spherical

zones

(types Al-Ag

^or

Al-Zn). The latter

ones

give "

^a

ring "

^on

the diffraction pattern ^which implies

^a

regularity ^{of the}

^{zones :}

clusters of uniform size and sufficiently regularly distributed

or

otherwise

zones

irregularly distributed but having

^a

complex ^structure differing only

^a

little from

one

another. These different models

^are

discussed. On the other hand,

^no

regularity ^{in the}

distribution of planar

^zones

^{is shown} experimentally.

The reasons of this difference are discussed. It is pointed ^{out in} this connection that the planar

zones are

accompanied by large deformations of the lattice whereas very little deformation is

present ^{in the}

^case

^of spherical ^zones.

PHYSIQUE 23, 1962,

Notre but est de présenter ^ici quelques ^remar-

ques générales pour servir d’introduction ^aux diffé- rents mémoires qui vont ^{être consacrés à l’étude}

des hétérogénéités des solutions solides et en parti-

culier des zones de pré-précipitation.

Rappelons qu’une

^«

^{zone » est} constituée par ^un domaine de la solution solide dont la composition

est nettement différente de la composition

moyenne, ^et qui peut, ^d’autre part, comporter ^des

distorsions plus ^{ou moins} considérables du réseau.

Ce qui ^est essentiel, c’est que la ^{zone est} cohérente

avec la matrice qui ^{l’entoure et} qu’en conséquence l’énergie superficielle ^{de la zone est} très faible.

Par conséquent, ^on doit considérer ^{la zone}

comme un défaut étendu de la solution solide ^et

non comme un grain d’une seconde phase ^intro-

duite dans la matrice. C’est ce que ^montre bien ^en

particulier ^{le fait} expérimental que la ^zone n’inter-

rompt pas le domaine de diffraction cohérente pour les rayons X, mais que le volume de celui-ci con-

tient un grand ^{nombre de zones.}

Rôle de la théorie et de l’expérience ^{dans l’étude}

des zones.

^-

Le premier point ^sur lequel ^nous

voudrions insister est relatif ^aux méthodes d’étude de ces zones. Plus particulièrement, ^il s’agira ^du

rôle qu’ont respectivement ^{la théorie et} l’expé-

rience dans ce domaine. Les théoriciens ont été amenés à introduire a priori ^{des défauts géomé-} triquement simples, ^{dont la} configuration pouvait

être définie sans trop d’arbitraire et dont les pro-

priétés pouvaient être calculées avec assez de pré-

cision : c’est le _cas, par exemple, ^{des défauts} ponc- tuels comme les lacunes et les interstitiels, ^des

défauts linéaires comme les dislocations, ^ou pla-

naires comme les fautes d’empilement. L’expé-

rience est venue ensuite confirmer l’existence des défauts imaginés. ^C’est d’ailleurs ce qu’il y ^a de

remarquable ^{dans le} développement ^{de la} Phy- sique ^du Solide. Notons encore que dans certains cas, ^comme celui des défauts ponctuels, ^{on n’a} pas

encore de vérifications directes mais seulement ^une série d’observations indirectes qui concordent bien.

La situation pour les gros défauts est complè-

tement différente. En effet, ^ceux-ci dépendent ^d’un

si grand ^{nombre de} paramètres (nombre d’atomes,

forme de la zone, nature des distorsions réticu-

laires, etc...), qu’il ^est impossible ^a priori d’imaginer

un tel défaut sans beaucoup d’arbitraire. Par

ailleurs, ^le calcul de leurs propriétés ^{est le} plus

souvent en dehors de nos possibilités. ^{Il s’ensuit}

que les gros défauts ^{ont été} pris ^en considération parce qu’ils ^{ont été} observés ; ^c’est l’expérience qui ^{a forcé le} physicien ^{du métal à tenir} compte ^de l’existence de ces défauts. Mais on s’est bien vite rendu compte que ^ces défauts jouent ^{un rôle} impor-

tant pour déterminer les propriétés ^{des solutions}

solides et leur existence est susceptible d’introduire de nouvelles idées sur les interactions entre atomes.

Naturellement, ^les physiciens, puisqu’ils ^ont

suivi les expérimentateurs, ^n’ont pris ^en compte

que les défauts trouvés par ^ces derniers. Or, ^mal- heureusement, ^{on est bien} sûr d’être loin de voir tous les défauts existants. Quand ^{ils ont} pu être

Article published online by EDP Sciences and available at http://dx.doi.org/10.1051/jphysrad:019620023010079100

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détectés, c’est par la conjonction heureuse d’une méthode appliquée ^{à un} échantillon convenable.

En revanche, beaucoup ^{de défauts restent} inconnus,

soit que l’expérience n’ait pas ^été faite sur les bons

échantillons, ou, plus fondamentalement, que les méthodes expérimentales ^{en notre} possession

soient d’une sensibilité insuffisante. Il est même difficile de faire une estimation de ce que ^nous pouvons, ^{ou ne} pouvons pas, voir. On observe, ^ou

des figures ^de diffraction, rayons X ou électrons,

ou des images ^{avec le} microscope électronique,

mais le résultat de ^ces méthodes d’examen dépend

d’un si grand ^{nombre de} paramètres qu’on ^ne peut

pas ^en général ^évaluer leur seuil de sensibilité. Je crois’ que personne n’aurait ^osé prévoir qu’une ligne ^de dislocation serait ^si nettement visible sur une micrographie électronique.

Considérons, ^{à titre} d’exemple, ^{les zones G.-P.}

dans l’alliage aluminium-cuivre. Il se trouve

qu’elles ^sont facilement détectables _{par la} dif- fraction de rayons X grâce ^{à leur structure} parti-

culière : en effet la diffusion se trouve concentrée si bien qu’elle ^devient plus intense que le fond continu inévitable de diffusion sur le diagramme.

Par contre, ^{ces mêmes zones sont très} difficiles à voir ^au microscope électronique : ^de minutieuses recherches, entreprises parce que l’on voulait véri- fier des résultats de rayons X, ^{ont abouti à des} images ^montrant ces zones. Mais si nous n’avions

eu à notre disposition que le microscope ^électro- nique, ^{il est} très douteux que ^{ces zones} auraient été découvertes et, ^en tout cas, les images électroniques

n’auraient _{pas mis} immédiatement ^en évidence le caractère planaire ^{des zones} qui ^{est le} point prin- cipal. ^On pourrait ^{citer de nombreux} exemples ^en

sens inverse ; ^ce qui ^{est très} apparent ^{sur une} image ^au microscope électronique ^{ne donne aucun}

effet de diffraction de rayons X, par exemple ^les

boucles de dislocations, dislocations spirales, ^etc...

Des méthodes expérimentales qui semblent voi-

sines, ^comme la diffraction des _rayons X et des

électrons, peuvent conduire suivant les ^cas à des résultats différents ^sans que la raison ^en apparaisse

clairement : Ainsi les diagrammes de diffraction

électronique ^{sont bien} plus ^sensibles que ^ceux des rayons X, pour l’étude des antiphases ^{dans les solu-}

tions solides ordonnées.

En résumé, ^{si le} théoricien prend, ^{comme il le} doit, pour base les données de l’expérience, ^{il doit}

admettre qu’il ^{n’a à sa} disposition qu’une ^des- cription ^bien incomplète ^{du cristal} qu’il ^étudie.

Il ne doit jamais ^{oublier que des défauts} que lui révèle l’expérience, ^par exemple ^de magnifiques images ^au microscope électronique, ^n’ont peut-être qu’un ^{rôle tout à fait} accessoire _{pour le} phénomène étudié, alors que l’élément essentiel lui reste inconnu.

Mais revenons aux zones de pré-précipitation.

Celles dont ^on parle ^{dans la} description ^{de l’évo-}

lution de la solution solide sont les défauts assez

gros pour avoir ^été décelés expérimentalement. ^Il

est certain _que, avant qu’elles apparaissent, ^{il doit}

exister des défauts plus petits. ^En effet, ^des expé-

riences indirectes, ^{comme la mesure de} résistivité,

les mettent en évidence. Mais sur la structure de

ces petits défauts, ^{nous ne savons à} peu près ^rien.

C’est ce que Kimura et Hasiguti [1] ^{ont dénommé} l’étape ^du

^«

clustering

^»

pour la distinguer ^{de la} pré-précipitation caractérisée par les ^zones.

Ce domaine intermédiaire des défauts, trop gros pour ^être maniés par les théoriciens, trop petits

pour ^être détectés par les méthodes usuelles, ^mérite qu’on ^lui consacre un gros effort expérimental.

C’est par lui qu’on pourra atteindre les données

qui ^sont nécessaires pour comprendre l’évolution de la solution solide qui ^devient hétérogène. ^Nous

avons essayé ^{dans notre} laboratoire de mettre au

point ^un appareil pour étudier la diffusion des rayons X beaucoup plus ^sensible que les appareils

ordinaires [2]. ^Cette sensibilité est d’ailleurs acquise

aux dépens ^{de son} pouvoir séparateur ^{mais nous} espérons ainsi détecter des petits ^{défauts en renon-}

çant ^{à en chercher une} description complète.

Les deux catégories ^{de zones.}

^-

Actuellement,

nous disposons ^d’un grand nombre d’observations

sur les zones apparaissant dans des solutions solides variées : à première vue, les phénomènes

semblent assez différents les uns des autres. Ce que

nous voudrions montrer ici, c’est que, ^{en se tenant} à l’essentiel, ^{il est} possible ^de les grouper ^en deux

classes, ^{dont les} propriétés caractéristiques ^sont

bien tranchées, alors que, ^au sein de chacun des groupes les différences sont simplement ^fonction

des particularités ^{des atomes} considérés.

Le critère essentiel semble être la différence entre les volumes des atomes de différentes sortes

constituant la solution solide. Si ces atomes ont des diamètres très voisins, il s’ensuit qu’un changement

même important ^de composition n’entraîne _pas de déformation notable du réseau. Par contre, ^{si ces} volumes sont très différents, ^{une zone contenant}

une forte proportion d’atomes, ^bien plus petits ^ou

bien plus gros, doit certainement provoquer ^un

important ^défaut géométrique ^{du réseau. C’est}

ainsi que les deux catégories que ^nous considérons sont les _zones, respectivement, ^{avec fortes et faibles}

distortions du réseau.

A. ZONE DE SÉGRÉGATION AVEC FORTE DIS- TORSION DU RÉSEAU.

^-

Le type ^{en est la zone} observée dans l’alliage aluminium-cuivre (G.-P. I) :

la différence de diamètres entre les atomes de cuivre et d’aluminium

est de l’ordre de 10 %. ^Ce qui ^est caractéristique, c’est que la ^{zone a une} forme très anisotrope : ^{ici elle est} plate ^et dirigée parallèlement ^aux plans (1 0 0) de la matrice.

Remarquons que la plupart ^{des zones} avec dis-

torsions connues ont cette même forme plane.

793

Cependant ^{on a observé aussi des zones linéaires}

comme dans Al-IVIg-Si, malheureusement les don- nées expérimentales ^{sont dans ce} cas encore trop

peu quantitatives ^{pour que nous} puissions ^discuter

cet exemple. ^{La structure de la zone G.-P. I de}

Al-Cu peut ^être maintenant considéré comme

connue, puisque des modèles ont été proposés, ^où

sont précisés ^à la fois la composition ^des plans (100)

successifs et leurs écarts par rapport ^aux positions

normales [3], ^{et ceux-ci rendent} compte ^{assez exac-}

tement des figures ^de diffraction observées.

Il semble _que ce qui conditionne l’existence de la

zone soit le défaut géométrique provoqué par le rassemblerrent des atorres de cuivre, ^à moins que le pré nier germe de la ^zone de segrégation ^{n’ait été}

un défaut géométrique (comrre ^{une boucle de dis-} location) qui ait attiré des atomes de cuivre du

voisinage. ^{La zone G.-P. serait ainsi une formation}

intermédiaire entre la zone de segrégation ^{sans dis-}

torsion et les atmosphères ^d’atomes étrangers

autour d’un défaut géométrique.

En tout cas, dans l’énergie ^{de la zone le terme}

venant de la distorsion doit être important ^vis-àr

vis du terme venant de la variation ^des interactions entre atomes voisins suivant leur nature. Il ne

peut ^{être donc} légitime ^{dans ce cas,} de faire des calculs d’énergie ^{libre fondés sur} la seule consi- dération de la courbe d’énergie ^de la solution solide

en fonction de la concentration. Il est évident que la zone est trop petite ^et trop perturbée pour que cette énergie dépende ^non pas seulement du nombre des atomes segrégés mais aussi de leur mode de répartition.

La cinétique de la croissance de la zone doit aussi être profondément influencée par la distorsion géométrique. ^En effet, ^{dans les} régions limitrophes,

la diffusion des atomes à petite ^échelle peut ^être

bien plus rapide que dans ^{un réseau} normal, ^où

seule la concentration ^{en lacunes} peut modifier le coefficient ^de diffusion.

Parmi les faits expérimentaux qui caractérisent

ce type ^{de zones par} rapport ^au second que ^nous

considérerons, ^{il est} opportun ^d’en signaler ^{deux :} 1) ^{On ne} possède ^{aucun indice} qui ferait sup- poser que les ^{zones ne sont} pas disposées ^{dans le}

cristal de façon indépendante ^{les unes des autres,}

donc irrégulière. ^En effet, ^on n’observe rien qui puisse provenir d’interférence entre zones voisines.

Cela conduit à l’idée _que les zones se forment autour de germes indépendants. Cependant, ^au

cours de leur croissance, ^des petites ^zones peuvent

être absorbées _{par des} zones plus importantes, ^sinon

on n’expliquerait pas pourquoi leur distance moyenne ^croît quand leur taille croît (ce qui ^semble

résulter des images ^de microscopie électronique).

2) Quand ^{un cristal contenant des zones G.-P. I}

est soumis à une déformation plastique impor- tante, ^aucun changement n’est observé sur les effets de diffraction dues aux zones. La majorité ^de

celles-ci n’est _{donc pas} perturbée par les glissements

dans la matrice.

B. ZONES DE SEGRÉGATION AVEC FAIBLES DIS- TORSIONS DU RÉSEAU.

^-

Nous considérons main- tenant des solutions solides dont les atomes ont des diamètres voisins, ^{disons avec une} différence de l’ordre de 1 %. ^{Dans ce} cas, la segrégation ^{de l’un}

des atomes produit ^{une variation de la} composition

de la solution solide, qui garde évidemment le même réseau avec un paramètre ^{assez voisin} pour que les deux solutions solides puissent ^{coexister en for-}

mant un ensemble cohérent.

D’une façon générale, ^on peut ^dire qu’il y ^a démixtion de la solution homogène ^{en domaines} correspondant ^{à deux} (ou plus ^de deux) ^solutions

solides. C’est ^ce _que Dehlinger ^{et son école} appellent

la

^«

décomposition ^{à une} phase ^».

Expérimentalement, ^{deux cas} particuliers ^ont

été étudiés. Apparemment, ^les phénomènes ^étaient

différents mais de récents travaux ont contribué à les rapprocher.

Le premier ^{cas est celui de la} solution solide sur-

saturée (comme Al-Ag) qui ^se décompose ^{en une}

matrice appauvrie ^{et des zones enrichies en atomes}

dissous. Le second cas est celui de la solution solide

(type Cu-Ni-Fe) qui ^se décompose au-dessous d’une

température critique ^{en deux solutions solides dif-}

férentes dont les volumes respectifs ^{sont du même}

ordre de grandeur.

L’étude théorique ^{de ce cas est} légitimement

fondée sur l’hypothèse ^d’une énergie libre définie par la concentration de la solution solide ^et repré-

sentée par ^une fonction continue. On peut ^d’ailleurs

dans une seconde approximation ^tenir compte ^de l’énergie élastique provoquée par la légère ^dila-

tation ou contraction du réseau [4].

D’après ^l’étude théorique, ^{le cas de la} pré-préci- pitation (type Al-Ag) ^{serait celui} de la décom-

position d’une solution solide en dehors de la spi-

noïdale [5] ^{et le second} (type Cu-,Ni-Fe) ^{celui de la} décomposition ^en dedans de la spinoïdale. ^{Nous ne}

voulons pas ici rappeler ^{ces théories} générales ^mais

insister sur un problème, posé ^par l’observation,

qu’elles ^{ont à résoudre.}

^’

Il s’agit ^{d’un fait très} général qu’on ^retrouve

sous des formes diverses dans tous ces alliages.

C’est la régularité, ^ou quasi-périodicité, ^{des fluc-}

tuations de concentration dans le stade de pré- précipitation.

Ainsi quand ^{il se forme des zones} d’argent ^dans l’alliage Al-Ag, ^{celles-ci sont décelées} expérimen-

talement _par l’apparition ^{d’une diffusion des} rayons X ^aux petits angles. ^{Or on} n’observe pas

une diffusion présentant ^un maximum d’intensité à l’angle nul, ^{mais un anneau de diffusion très}

nettement marqué ^autour du rayon direct, ^l’inten-

sité tendant vers zéro pour l’angle de diffusion

nul [6]. Quand les diffusions anormales sont pro-

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voquées seulement par des variations du paramètre

dans la solution solide, ^ce n’est pas ^une bande floue qui accompagne les raies Debye-Scherrer ^de

diffraction mais des

^«

side-bands )) ou bandes satel- lites bien séparées ^{de la raie} principale. ^{Sans entrer}

dans des détails d’interprétation, ^nous pouvons dire que le diagramme de rayons X visualise une

analyse de Fourier de la concentration des atomes dissous dans le cristal. Ce que prouve l’expérience,

c’est que les ondes de concentration à amplitude importante ^{ont des} longueurs ^d’onde groupées

autour d’une valeur _moyenne. Il en est très peu de

petite, ^ou grande, longueur d’onde. Suivant les

alliages ^et suivant les traitements thermiques, ^la longueur d’onde moyenne varie : elle ^est de l’ordre de 30 à 100 A.

On a essayé naturellement de construire des modèles de structure qui ^rendent compte ^{de cette} quasi-périodicité. Deux schémas ont été proposés :

l’un convient seulement si ^on considère une solu- tion solide qui s’hétérogénéise ^{par un} processus de

germination ^et croissance. Les zones formées doi- vent être alors complexes, ^{avec un} noyau riche ^en atomes segrégés entouré d’une auréole appauvrie, ^le

tout entouré de la solution homogène ^{initiale non} décomposée. ^{Les zones seraient} réparties ^{au hasard}

dans la matrice, mais elles seraient de taille sensi- blement uniforme.

L’autre modèle correspond ^à l’hypothèse ^d’une précipitation homogène, c’est-à-dire _que toute la solution solide est décomposée. ^{Deux variantes ont}

été utilisées : _{pour la} pré-précipitation, ^{les zones}

de segrégation, ^de composition ^{uniforme et dé}

tailles voisines, ^seraient réparties, ^{non au} hasard,

mais ^{comme le} sont des molécules dans un liquide,

c’est-à-dire _{que la} fonction de répartition ^{de leurs}

centres présente ^{un maximum accru pour une cer-}

taine distance, ^ou distance moyenne ^{entre zones.}

C’est le modèle qu’a utilisé Gerold [7] pour l’inter-

prétation quantitative ^des diagrammes ^de Al-Ag.

Pour les alliages ^à side-bands, le modèle à structure modulée a été proposé depuis longtemps [6], ^mais

dans certains ^cas particuliers ^les diagrammes ^de

rayons X de cristaux uniques [8] ^{comme les micro-} graphies électroniques [9] prouvent que ^{cette mo-} dulation est à une dimension ; ^la solution solide est

composée ^de lamelles alternées de deux compo- sitions différentes parallèles ^aux plans (100) ^du

réseau cubique à faces centrées.

Il faut bien se rendre compte que le passage de

l’image de diffraction à un modèle de structure ne

peut ^{se faire sans une} certaine incertitude. Aussi le test expérimental ^des différents modèles est-il déli- cat et exige ^en particulier ^{des mesures de diffusion}

en valeur absolue. Néanmoins, ^{c’est là un} point important ^et plusieurs mémoires de cette série sont relatifs à ce sujet. ^{Il nous semble} que ^{c’est le} début du phénomène ^de pré-précipitation qui ^per-

mettra de distinguer ^{entre les modes} proposés pour la formation des zones : c’est pourquoi ^{les études}

des solutions solides après trempe ^{et de courts} vieillissements à basse température ^sont particu-

lièrement intéressants.

Un autre motif d’intérêt de ces expériences, ^c’est

que la possibilité ^d’une fluctuation périodique ^de

concentration a été récemment prévue ^théori- quement ^à partir d’hypothèses ^assez simples.

Hillert C10] ^a fait le calcul avec un modèle à une

dimension et Cahn a étudié le cas tridimen- sionnel [11]. Un essai de confirmation de la théorie de Hillert sur l’alliage ^{« à} side-bands

^»

Cu-Ni-Fe [12]

n’a pas conduit à un accord quantitatif ^{mais il est} déjà ^très significatif que ^cette idée de périodicité (ou quasi-périodicité) qui découle directement de

multiples observations, ait pu être justifiée ^théori- quement. ^{Il y aura} là, peut-être, ^un moyen de sortir de contradictions auxquelles ^{se heurtaient}

des modèles de _zones, trop simples ^et trop ^définis.

Pour terminer, je voudrais faire deux remarques :

1) L’existence de longues périodes dans les solu- tions solides, correspondant ^{à des} distances de l’ordre de 20 à 30 diamètres atomiques, ^{est un fait}

que l’on ^{ne trouve} pas seulement dans les phéno-

mènes de segrégation ^des solutions solides. Rappe-

lons qu’elles ^existent aussi, ^{et même sous forme}

bien mieux définie, ^{dans les} transformations ordre- désordre des alliages. ^{La stabilité ou} métastabilité de ces longues fluctuations semble être un point important ^{de la structure des solutions solides.}

2) ^La première catégorie ^de zones, ^avec fortes

perturbations ^du réseau, était caractérisée par l’action directrice d’un plan réticulaire, (100) ^dans

le réseau cubique ^à faces centrées. Au contraire, ^les

zones idéales du second groupe, c’est-à-dire ^sans distorsion réticulaire, ^sont isotropes. ^{Mais dans les} alliages ^{« à} side-bands _{», pour} lesquels ^{les variations}

du paramètre ^{ne sont} pas négligeables, ^{on retrouve}

aussi que les phénomènes ^de segrégation ^{ne sont} plus isotropes ^mais dirigés ^{suivant les} plans (100).

Il y ^a donc là aussi un fait assez général.

BIBLIOGRAPHIE

[1] ^KIMURA (H.), ^KIMURA (A.) ^{et HASIGUTI} (R. R.), ^Acta Met., 1962, 10, ^601.

[2] ^LEVELUT (A. M.), ^LAMBERT (M.) ^{et GUINIER} (A.),

C. R. Acad. Sc., 1962.

[3] ^TOMAN (K.), ^Acta Cryst., 1957, 10, 187.

GEROLD (V.), ^Z. Metall., 1954, 45, 593.

[4] ^CAHN (J. W.), ^Acta Met., 1961, 9, 795.

[5] ^HOLLOMON (J. H.) ^{et TURNBULL} (D.), Progr. ^Met.

Phys., 1953, ^{4, 333.}

[6] ^GUINIER (A.),, Heterogeneities in solid solutions. Solid State Physics, 1959, ^vol. 9, ^350.

[7] ^BAUR (B.) ^{et GEROLD} (V.), ^Acta Met., 1962, 10, 637.

[8] HARGREAVES (M. E.), ^Acta Cryst., 1951, 4, 301.

[9] BIEDERMANN (E.) ^{et KNELLER} (E.), ^Z. Metall., 1956, 47, 289, ^760.

[10] ^HILLERT (M.), ^Acta Met., 1961, 9, 526.

[11] ^CAHN (J. W.), ^Acta Met., 1961, 9, ^795.

[12] ^HILLERT (M.), ^COHEN (M.) ^{et AVERBACH} (B. L.), ^Acta

Met., 1961, 9, ^536.