Prévision de Comportement en Recristallisation Secondaire des Grains d'Orientation <001;> dans Fe3%Si à partir de la Fonction Texture du Matériau

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Prévision de Comportement en Recristallisation Secondaire des Grains d’Orientation dans Fe3%Si à

partir de la Fonction Texture du Matériau

N. Rouag, R. Penelle

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N. Rouag, R. Penelle. Prévision de Comportement en Recristallisation Secondaire des Grains d’Orientation dans Fe3%Si à partir de la Fonction Texture du Matériau. J. Phys. IV, 1995, 05 (C3), pp.C3-115-C3-127. �10.1051/jp4:1995310�. �jpa-00253676�

JOURNAL DE PHYSIQUE IV

Colloque C3, suppltment au Journal de Physique 111, Volume 5, avril 1995

PrCvision de Comportement en Recristallisation Secondaire des Grains d1Orientation {110}<001> dans Fe3%Si h partir de la Fonction Texture du MatCriau

N. Rouag et R. Penelie*

Ddpartement de Physique du Solide, Znstitut de Physique, Universitd de Constantine, Algdrie

* Laboratoire de Mdtallurgie Structurale, URA 1107 du CNRS, Bdt. 413, Universite' Paris-Sud, 91405 Orsay, France

RESUME

La croissance anormale d e s grains de GOSS semble l i 6 e h l ' e x i s t e n c e d'un voisinage cristallographique favorable. L'aptitude d'un g r a i n h c r o i t r e de f a ~ o n anormale peut Etre r e l i k e h l a t e x t u r e cristallographique du mat6riau e t h la nature d e s j o i n t s . Le probl&me revient h ddterminer une d i s t r i b u t i o n moyenne de d6sorientations C.S.L., autour de l ' o r i e n t a t i o n consid6r6e. Le principe de c a l c u l e s t fond6 sur deux f a c t e u r s , l'un cristallographique, l ' a u t r e pond6ral. Dans un premier temps, nous dgfinissons dans l'espace d'Euler l e s r6gions formant d e s ddsorientations de type C.S.L. avec {110)<001>; c e t t e dtape consiste 8 B t a b l i r d e s c a r t e s d e d6sorientations p o t e n t i e l l e s , q u i d 6 f i n i s s e n t l e s domaines favorables &

la croissance de c e t t e composante, dans l'espace des o r i e n t a t i o n s . D a n s l a deuxibme &ape, la fonction texture du matgriau permet d'introduire une p r o b a b i l i t Q dans c e t t e a p t i t u d e h l a croissance. Une analyse p a r a l l b l e des c a r t e s de d6sorientations e t de la t e x t u r e du mat6riau permet de f a i r e des pr6visions de comportement d e s g r a i n s {110}<001> en croissance anormale.

I. I NTRODUCTI ON

La formation de l a t e x t u r e de GOSS {110}<001>, par r e c r i s t a l l i s a t i o n secondaire, dans l e s t d l e s magnbtiques Fe3kSi de type HiB, n'ob6it pas h la th6orie classique de H i l l e r t (11, q u i prkvoit l a croissance exag&r&e des p l u s g r o s g r a i n s de l a matrice primaire. D e s r d s u l t a t s exp6rimenta.u~

a n t 6 r i e u r s (2-5), ont montr6 que l a premibre 6tape, s o i t l e d6clenchement, d e l a croissance d e s g r a i n s de K I S S {110}<001> par r e c r i s t a l l i s a t i o n secondaire e s t contrGl&e, en presence de p r 6 c i p i t b s ^{A l N} e t MnS, par l a s p e c i a l i t 6 d e s j o i n t s de g r a i n s . Nous avons constate en e f f e t , que l e s g r a i n s q u i c r o i s s e n t de f a ~ o n exag6ree ne possSdent pas une t a i l l e superieure h la moyenne dans la matrice. Leur aptitude h c r o i t r e de facon anormale semble l i 6 e h un comportment p a r t i c u l i e r d e s j o i n t s q u i l e s

Article published online by EDP Sciences and available at http://dx.doi.org/10.1051/jp4:1995310

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entourent . Un pourcentage de dgsorientations d e type C

.

.

Les c a r a c t d r i s t i q u e s cristallographiques d e l a matrice apparaissent a l o r s come fondamentales dans l e declenchement d e l a croissance exageree. Les deux composantes q u i c a r a c t g r i s e n t l a matrice primaire s e comportent differemment vis-&-vis du g r a i n de Goss, quand c e d e r n i e r commence sa croissance anormale; l a composante {1003<012> e s t s t a b l e , on constate par c o n t r e une d i s p a r i t i o n rapide d e s g r a i n s d e la composante {lll}<ll~>, en r e l a t i o n avec une diminution notable du pourcentage de j o i n t s C.S.L.

entourant l e g r a i n de Goss (de 13% 6 5%). La presence m a j o r i t a i r e de l a premibre composante assure aw g r a i n s de GOSS un pourcentage d e j o i n t s C.S.L. p l u s 61ev6 que l a moyenne dans la matrice. La croissance p r e f h r e n t i e l l e des g r a i n s d e GOSS, dans l e s premigres &apes de la croissance anormale e s t donc lice b l'existence d'un voisinage favorable {111}<11Z>. C'est la pr6sence de c e t t e composante qui semble assurer le bon voisinage cristallographique, necessaire 8 la croissance anormale des grains de GOSS.

Dans c e t t e Btape de l'btude, nous nous proposons de d g f i n i r ce voisinage e t d e r e l i e r l ' a p t i t u d e d'une composante & c r o f t r e de f w o n anormale, 8 la t e x t u r e cristallographique du materim, en accord avec l e s observations exp6rimentales. L'objectif pratique e s t de determiner pour une o r i e n t a t i o n donnee, dans n o t r e c a s {110}<001>, l a matrice la p l u s a d h u a t e , du point d e vue cristallographique, pour que c e t t e o r i e n t a t i o n puisse Qchapper 8 une i n h i b i t i o n d e l a croissance normale e t commencer une croissance exageree.

I I . DI STRI BUT1 ON DE DESORI ENTATI ONS AUTOUR DE C 1 1 0) < 001 >

Le voisinage cristallographique q u i assure au g r a i n de GOSS l ' e x i s t e n c e de d e s o r i e n t a t i o n s C.S.L. peut &re c a r a c t e r i s 6 dans l'espace d'Euler. Le problgme r e v i e n t & determiner l a d i s t r i b u t i o n de d d s o r i e n t a t i o n s par rapport 5 une o r i e n t a t i o n {hkl}<uvw>, {110}<001> dans l e c a s present. D'une p a r t , on peut d g f i n i r dans l a matrice r e e l l e , B p a r t i r d e F(g), la p r o b a b i l i t e pour qu'un grain d ' o r i e n t a t i o n {110}<001>

possWe d e s j o i n t s C.S.L. D'autre p a r t , la determination du voisinage c r i s t a l l o g r a p h i q u e l e plus favorable permet de d e f i n i r la matrice la plus

ad&uate pour l a croissance d e s grains poss&ant l ' o r i e n t a t i o n considdrde.

Le principe de ce c a l c u l t i e n t compte de deux f a c t e u r s , gdographique e t ponderal, q u i seront considdrks successivement:

- Dans un premier temps, il f a u t def inir dans 1 'espace d'Euler, espace d e s o r i e n t a t i o n s , l e s rdgions formant d e s ddsorientations C.S.L. avec l ' o r i e n t a t i o n consid6rde; c e t t e ktape consiste donc & d t a b l i r une r d p a r t i t i o n gdographique de c e s dksorientations dans l'espace d'Euler, c'est-&-dire de d k f i n i r l e s domaines d ' o r i e n t a t i o n s favorables B l a croissance d e s g r a i n s poss&ant l ' o r i e n t a t i o n considdrde.

- La t e x t u r e du matkriau i n t r o d u i t une probabilitd d'existence de ces regions de d6sorientations C.S.L., en ponderant chaque point d e l'espace d'Euler par F(v,B,a).

Considdrons une o r i e n t a t i o n {hkl}<uvw>, representbe dans l'espace d'Euler par l e t r i p l e t (vo,eO,po). Cette o r i e n t a t i o n e s t caractdrisde par

la matrice M o ( v o , ~ o , ~ o ) , correspondant au produit m a t r i c i e l :

A t o u t point (vi ,e. ,pk ) de l'espace d'Euler correspondra une matrice:

J

La ddsorientation e n t r e l e point (yo ,Oo,%) e t l e point (yi ,Bj,pk) e s t d d f i n i e 6. p a r t i r de la matrice d e passage, c'est-&-dire l a matrice produit :

A t o u t point (v, , e . , p , ) , on peut a i n s i a t t r i b u e r une dksorientation

J

( R , e ) , p a r rapport h l ' o r i e n t a t i o n {hkl}<uvw>. Aprbs normalisation, c e t t e ddsorientation e s t classde suivant l e c r i t a r e de s p d c i a l i t g de Brandon (6).

Un problbme apparaft h ce niveau : si pour l a description de l a texture du matkriau, un pas de 5" e s t acceptable (7), qu'en e s t - i l pour une d i s t r i b u t i o n de ddsorientations? En e f f e t , en plus de l'erreur s u r l a position dans l'espace d'Euler, s ' a j o u t e une limitation due au respect du c r i t b r e de s p e c i a l i t 6 (6); autrement d i t , un pas de 5" pour d e c r i r e l'espace d'Euler p e u t - i l masquer d e s d6sorientai;ions C.S.L.? Pour rdpondre

& ce problbme, nous avons dans un premier temps t r a v a i l 1 6 successivement

avec d e s pas de lo, 2.5" e t 5", pour d d c r i r e l'espace d e s orientations.

Dans c e t t e dtape de v e r i f i c a t i o n , nous avons considdrd des .Y p l u s klevks que ceux u t i l i s d s dans n o t r e 6tude: l a deviation B l a coXncidence exacte

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d t a n t proprotionnelle ti z - ~ " ( 6 ) , ce s o n t l e s l e s p l u s Blevds q u i sont l e s p l u s s u s c e p t i b l e s d ' b t r e "masquds", si l e pas c h o i s i pour ddcrire l'espace d'Euler e s t t r o p grand. Nous avons a l o r s considdrd une d6sorientation de type C.S.L. jusqu'h X55c (8); a i n s i , une marge de s d c u r i t e e s t d t a b l i e par rapport ^aux c r i t 6 r e s retenus dans n o t r e dtude exp6rimentale antdrieure e t dans c e t t e presente etude, s o i t Ern-= X25 ( 9 ) . Avec l a l i m i t e Z55c, l e pourcentage de desorientations C.S.L., autour de l ' o r i e n t a t i o n {110}<001~, dans m e matrice isotrope, e s t de L'ordre de 1722, q u e l que s o i t l e pas retenu: lo (correspondant d 753571 o r i e n t a t i o n s ) , 2.5"

(50653 o r i e n t a t i o n s ) e t 5' (6859 o r i e n t a t i o n s ) . Apr&s c e t t e Btude prdliminaire, nous pouvons donc admettre qu'en explorant l'espace d'Euler avec un pas de 5", l e s d i s t r i b u t i o n s de ddsorientations ddtermindes sont bien representatives de c e t espace. I1 f a u t remarquer que l e pourcentage de ddsorientations C.S.L. e s t de l ' o r d r e de lo%, si l a l i m i t e d e s j o i n t s C.S.L. e s t f i x d e h X25.

Dans l e tableau suivant, nous avons report6 l e s d i s t r i b u t i o n s de ddsorientations C.S.L. e t L.A. (Low Angle) autour de l ' o r i e n t a t i o n de GOSS

<llO>{001}. Ces o r i e n t a t i o n s s o n t d t a b l i e s pour un matdriau isotrope, c'est-h-dire pour F(g) = 1 en t o u t p o i n t de l'espace d'Euler, en u t i l i s a n t l e s mgmes c r i t g r e s de s p e c i l i t d que ceux retenus dans la p a r t i e expdrimentale antdrieure, s o i t Ernax= X25.

Tableau 1

D i s t r i b u t i o n des ddsorientations L.A. e t C.S.L. dans un dchantillon isotrope autour de l ' o r i e n t a t i o n de GOSS: y ₀ = 90°, eo= 45", (po= 90"

C e t t e d i s t r i b u t i o n de ddsorientations est purement cristallographique, sans intervention de l a r d p a r t i t i o n ponderale des o r i e n t a t i o n s d e s g r a i n s du matdriau, mais uniquement de sa s t r u c t u r e . E l l e correspond h l a fr&uence d'apparition d e s d i f f e r e n t e s desorientations C.S.L., autour de l ' o r i e n t a t i o n de Goss, dans une matrice isotrope. Nous pouvons noter que c e t t e f r b u e n c e e s t d i f f d r e n t e , pour l a plupart d e s ddsorientations Z, de

celle qui existe dans la distribution moyenne des joints C.S.L. dans le materiau (10,ll).

Dans la matrice reelle, c'est l'introduction de la fonction F(g) qui permet de calculer la probabilite d'apparition d'une d6sorientation C.S.L.

Z autour de l'orientation <llO>{001}. C'est la fonction F(g) qui definit l'utilisation effective des domaines de d6sorientations.

Les tubes d'orientations, ddfinissant la texture du matdriau dans l'espace d'Euler, sont connus et correspondent dans 1'Bchantillon & un volume qui peut etre d6termin6, & partir de la fonction F(g). La fonction F(g) dtant dhfinie come 6tant la probabilite de trouver l'orientation g a

dg prh, la fraction volumique de cristaux ayant l'orientation g(y,e,p) est donnee par (9):

Les tubes sont considdrds dans le calcul aprgs tri des diffgrentes orientations, avec une valeur minimale de F(g) = 1 et une dispersion autour de la ligne des maxima, fixee & partir des valeurs exp6rimentales (figure 1). Les volumes occupds par les tubes sont determin&s, B partir de l'&uation (4) par sommation discrgte des fractions volumiques dlgmentaires definies pour un domaine (Av=5", Ae=5', Ap=5"), sur l'ensemble des orientations retenues dans le tube considbrd. Le reste du volumme est attribuB & l'al6atoire.

Dans le calcul de distributions, chaque tube est consider6 s6parbnt:

- la determination de la distribution des desorientations par rapport t i

{110}<001> est effectude en considerant une matrice, oii seul cet ensemble d'orientations existe, soit une texture & une seule composante, le reste de

l'espace d'Euler correspond au niveau 0, c'est-&-dire sans l'aleatoire.

- la distribution moyenne de dBsorientations autour de <llO>{001} dans la matrice globale est obtenue ensuite par normalisation, en considdrant les volumes occupes par les deux tubes A et B et par l'al6atoire.

Nous avons retenu dans cette dtude la matrice primaire correspondant &

un kchantillon prglev6 au 1/5 de 1'6paisseur de la t61e FeBXSi, z6ne oii dBmarre la croissance anormale des grains de Goss; La fonction F(y,B,p) est reportfie en figure 1; cette matrice est composde en moyenne de:

- ^50% d'orientations appartenant au tube A, avec le maximum de la fonction de distribution Fnax de l'ordre de 9-10; les maxima sont situds vers (10,55,40) et (70,55,40);

JOURNAL DE PHYSIQUE IV

Figure 1 Coupes a p c o n s t a n t de la Fonction de D i s t r i b u t i o n d e s O r i e n t a t i o n s de l a matrice primaire

O r i e n t a t i o n s r e t e n u e s aprbs t r i pour l a composaqte A Tube 1 (Fmax:10,60,40) e t Tube 2 (Fmax:60,60,35)

Figure 3: : O r i e n t a t i o n s r e t e n u e s a p r k t r i pour ^{l a} composante B

- 20% d'orientations appartenant au tube B, avec F-de l'ordre de 3-4; ce tube pr6sente une ligne de maxima & valeur constante pour 8 = 0;

- enfin, 30% d'orientations al6atoires.

Les orientations retenues pour les deux composantes sont reportees sur les figures 2 et 3. Pour la composante A, il est n6cessaire de consid6rer s6par6ment les deux tubes huivalents, car les renforcements de cette composante n'occupent pas des positions sym6triques dans le cube d'Euler.

Pour la composante B, il suffit de considerer un seul tube et de tenir compte de la ntultiplicitt! de l'orientation. Les distributions moyennes de d6sorientations autour de l'orientation de GOSS, dans cette matrice reelle, sont reportees dans le tableau 2, 013 : D(X) est la distribution dans une matrice ii une seule commposante (isotope, A, B); P(Z) est la probabilitk moyenne de distributions autour de l'orientation de Goss <110>{001}, par pondiration et normalisation dans la matrice r6elle.

Tableau 2

Distribution de de d6sorientations L.A. et C.S.L. autour de l'orientation de GOSS <llO>{OOl} dans une matrice primaire compos6e en moyenne de (tube A: 50X, tube B: 20%, al6atoire 30X)

Comme la condition pour qu'un grain puisse croPtre est qu'il ait au moins un joint C.S.L., toutes les densites non nulles, m6me trgs faibles,

JOURNAL DE PHYSIQUE IV

ij ^{. - l ;}

a:

,

,

/

,/

,,*I- 25,

, ^ilj

,

^,

r,

^rir_l

Fjgnre 4a: C a r t e s de d 6 s o r i s n t a t i o l l s L .A. autour d e 1 ' o r i e n t a t i o n de Goss {110)<001>

Figure 4b: C a r t e s de d 6 s o r i w i t a t i o n s C.S.L. autour d e l ' o r i e n t a t i o r ~ d e Goss {1103<001>

Piguse 5a: Coupe $ s; = 0 . La composa~~te B e s t en del~oors dcs donraines favorables

Figure 5b: Coupes de g = 30" k 50"

L e s coupes p = 40" a $9 = 50 montrent que l e maximum de F(g) e s t lc5gbrement decal6 par rapport 3.u doinaine favorable E9. Sur l a coupe p = 35O, la dotwa.ine E 5 n ' e s t pas u t i l i s 6 p3.r l a lnatrice primaire corisid6rbe. I1 correspt>i-id a une t e x t u r e {111]cliO>

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doivent &re p r i s e s en compte. Nous pouvons voir que l e s d e w composantes ont d e s comportements d i f f 6 r e n t s vis-h-vis du grain de GOSS. La densit6 dans l e tube A e s t non n u l l e pour E5, E7, E9, E13b, Z19 e t E23, avec m e r e l a t i v e importance d e s E5 e t E9. Pour l e tube B, seule la densit6 correspondant h Z15 e s t non n u l l e . Ces r 6 s u l t a t s sont en accord avec l e s observations exp6rimentales (2-5,12). 11s confirment la s t a b i l i t e de l a composante B e t l'importance de la composante A s u r l a croissance des g r a i n s de Goss. L'importance p a r t i c u l i b r e d e s populations 2 5 e t Z9 s e r a discut6e dans l a p a r t i e I V .

I I I . REPARTI T I ON GEOGRAPHI IZUE DES DESOIU EJ4TATI ONS AUTOUR DE L'ORIENTATION C 1 1 0 3 < 0 0 1 >

Une representation d e s desorientations C.S.L. dans l'espace cart6sien d'Euler a l'avantage de v i s u a l i s e r l e s z6nes de renforcement favorables a l a croissance de l a composante {110}<001>. Les z6nes de l'espace d'Euler formant avec l ' o r i e n t a t i o n de GOSS une desorientation L.A. ou C.S.L. sont respectivement report6es s u r l e s f i g u r e s 4 e t 5 (sous forme de domaines hachur6s). Nous avons adopt6 m e representation coupe par coupe, comparable h c e l l e u t i l i s 6 e pour l e s textures, de Q = 0 & p = 80, avec un pas de 5" en v , ⁸ e t ^rp.

La f i g u r e 4 , correspondant aux d6sorientations L.A., represente l ' o r i e n t a t i o n de GOSS avec une dispersion de 15", l i m i t e adoptee pour l e s j o i n t s L .A. dans la p a r t i e exp6rimentale ( l e s t r o i s renforcements 6quivalents sont (90,45,0), (0,90,45) e t (90,45,90).

A p a r t i r des c a r t e s de d6sorientations de la f i g u r e 5, l a d e n s i t e en dksorientations C.S.L. permet de c a r a c t e r i s e r l e s regions de l'espace d'Euler q u i donneront aux grains d'orientation {110}<001> des j o i n t s peu f r e i n 6 s par une seconde phase; c e s regions sont c e l l e s q u i sont potentiellement favorables h l a croissance des g r a i n s d'orientation {110}<001>. L'analyse de l a c a r t e de l a f i g u r e 5 peut nous permettre de d 6 f i n i r la t e x t u r e la plus favorable pour la croissance des grains de GOSS.

Le choix l e p l u s adt?quat s e r a i t 6videmment de f a i r e c o k c i d e r l e s renforcements de l a t e x t u r e avec l e s "regions C.S.L." de l'espace d'Euler, l e s E correspondant aux plus f a i b l e s energies Btant l e s plus souhaitables.

Ceci r e v i e n t donc B d 6 f i n i r l e s composantes de texture de la matrice primaire.

Dans une matrice r k e l l e , l ' u t i l i s a t i o n e f f e c t i v e de ces regions C.S.L.

d6pend de la fonction de distribution des orientations cristallines (F.D.O.C.) de la matrice primaire.

I V. PREVI STON DE COMPORTEMENT EN MIGRATION

C'est en effet la F.D.O.C. qui definira dans l'espace des orientations l'utilisation des regions potentiellement favorables B la croissance du grain de GOSS.

Nous pouvons voir que la composante B ne recoupe pratiquement pas les renforcements C.S.L., en accord donc avec son comportement peu favorable a

la croissance des grains de GOSS, observe experimentalement. Seule une r6gion El5 est proche d'un maximum. Par contre, les orientations des grains du tube A recouvrent plusieurs regions & forte densite en desorientations C.S.L., justifiant ainsi leur aptitude t i former des joints mobiles avec le grain de GOSS. A l'interieur du tube A, nous pouvons remarquer que les maxima de la texture ne recoupent pas les domaines les plus privil6gies, la texture de la matrice primaire pourrait donc btre am6liorde; en effet, un resserrement du maximum vers {111}<11%, donc vers une r6gion XB peut Stre envisage. De m6me un rapprochement du maximum du tube B vers le domaine El5 peut a1u6liorer le comportement de cette deuxi&me composante.

L'analyse de la figure 5b nous permet de faire une autre remaxque importante. Sur les coupes po = 30 % 40, le crew du tube A est situ6 aux environs de vl = 30"- 40" et 8 = 60"- 65". Cette region correspond B une forte densite en desorientations X5. Or, cette position dans l'espace d'Euler correspond & une texture {lll}<li~>, bien connue dans les aciers et qui, dans le fer-silicium, peut conduire aussi 8 une croissance exager6e des grains de GOSS (13-15). Des calculs de distributions dans une matrice de type {lll}<uvw>, dans Fe3%Si, ont montr6 une importance particuli&re des desorientations 15, relativement % la distribution moyenne des joints C.S.L. dans le materiau (10).

La figure 5b montre qu 'me matrice de type {lll}<uvw>, avec un renf orcement correspondant B {lll} < 170, prdsente un risque de dispersion pour la matrice aprh recristallisation secondaire, du fait du large domaine d'orientations X 5 pouvant btre utilise. Si le renforcement de la matrice primaire correspond 8 {lll}<ll%, le risque de dispersion est diminu6, du fait de l'importance des ddsorientations Z9, qui sont distribukes sous forme de plusieurs petits domaines.

JOURNAL DE PHYSIQUE IV

Ces observations confirment l e r81e du paramatre cristallographique dans l e declenchement de la croissance anormale des g r a i n s de GOSS, puisque l e s o r i e n t a t i o n s l e s p l u s susceptibles de conduire L une croissance anormale, d 'apr&s d i f f 6rentes observations experimentales c o a c i d e n t avec d e s regions d e l'espace d'Euler 5 f o r t e densitb en desorientations C.S.L..

On peut penser que l a t e x t u r e i d e a l e e s t c e l l e dont les renforcements u t i l i s e r o n t de nombreux p e t i t s domaines favorables, pour -enter

l ' a p t i t u d e L l a croissance, sans favoriser l a dispersion.

CONCLUSION

Nous montrons dans c e t t e etude que l a determination d'une d i s t r i b u t i o n de desorientations autour d'une o r i e n t a t i o n donnbe, {110}<001> dans c e t t e etude, permet de dgterminer, dans l'espace d'Euler, l e s domaines potentiellement favorables & la croissance anormale d e s g r a i n s poss6dant c e t t e o r i e n t a t i o n . L'introduction de l a fonction t e x t u r e pondare l ' u t i l i s a t i o n e f f e c t i v e d e c e s domaines. La pr6vision de comportement propos6e L p a r t i r d e s c a r t e s de desorientations e s t en accord avec l e comportement observe experimentalement. Nous avons pu v e r i f i e r que, dans l e c a s d e s t a l e s magnetiques Fe3XSi de type H i B , l a matrice primaire assure au g r a i n s d ' o r i e n t a t i o n {110}<001> un voisinage favorable 5 leur croissance anormale. Ce voisinage cristallographique peut Gtre am6lior6 par un resserement du maximum de la fonction t e x t u r e v e r s {111}11~>.

De facon plus genbrale, nous pouvons d i r e que l e s c a r t e s de desorientations C.S.L. c o n s t i t u e n t une c a r a c t e r i s t i q u e de l ' o r i e n t a t i o n

{hkl)cuvw> consideree. L'analyse des domaines d'orientations l e s plus favorables, peut permettre de d e f i n i r l a matrice primaire l a p l u s a d b u a t e pour que l e s grains possedant l ' o r i e n t a t i o n {hkl}<uvw> puissent c r o f t r e de f w o n anormale, sans r i s q u e de dispersion pour l a matrice secondaire.

REFERENCES BI BLI OGRAPHI QUES 1- M.HILLERT, Acta Metall, 13, 1965, 227

2- N . ROUAG, G. VIGNA and R. PENELLE, 7 t h RISO I n t e r n a t i o n a l Symposiumon on Metallurgie and Materials Science, 1986, 521.

3- N . EDUAG, Doctorat d ' E t a t , P a r i s X I - Orsay (1988)

4- G.VIGNA, N.ROUAG e t R.PENELLE,MatBriaux e t Techiques,Sep88, 36 5- N.ROUAG, G.VIGNA e t R. P m , Acta Met. Vo138, Nn6, p1101, (1990)

6- D.G. Brandon, Acta Metall.,vol 14, 1966

7- M . PERNOT, Doctorat d ' E t a t , P a r i s X I - Orsay (1977)

8- H.MYKURA, American Society of Metals, Book on "Interfaces", 1980.

9- D.H. WAREUNNGMN and M . BOON, Acta Met., Vo123, n05,p599, (1975).

10- A.MORAWIEC, J.A.SZPUNm and D.C.HINZ, Acta Met. Vol 41, n010,p2825,

( 1993).

11- Y.PAN and Brent L. ADAMS, S c r i p t a Met. Vol 30, n08, ~ 1 0 5 5 , (1994).

12- J . HARASE e t a l . , Transaction of t h e Japan I n s t i t u t e of Metals; Vol.

29, N05, 1988, pp 388- 398.

13- J . E . MAY e t D. TURNBELL; Trans. of Met. Soc. of AIME, vol 212, 1958, p769-781.

14- J

.

15- S . MISHRA, C. DARMANN, K. LUCRE, Acta Metall., vol 32, n012, 1984, pp215-2201.