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DISLOCATIONS DANS UN ALLIAGE Ni3Mn MIS EN
ORDRE A DIFFÉRENTES TEMPÉRATURES, PUIS
LÉGÈREMENT DÉFORMÉ
D. Thom, A. Lasserre, F. Reynaud, P. Coulomb
To cite this version:
Colloque C7, supplenzent au no 12, Torne 38, décembre 1977, puge C7-57
DISLOCATIONS DANS UN ALLIAGE Ni,Mn MIS EN ORDRE
A
DIFFÉRENTES TEMPÉRATURES, PUIS LÉGÈREMENT DÉFORMÉ
D. THOM, A. LASSERRE, F. REYNAUD et P. COULOMB
Laboratoire d'optique Electronique du C.N.R.S., B.P. 4347,31055 Toulouse Cedex, France
Résumé. - La déformation des alliages Ni,Mn ordonnés se fait par dislocations a/2 ( 110 ) lorsque le degré d'ordre a longue distance S est faible, par superdislocations lorsqu'il est plus élevé.
Abstract. - Deformation of ordered Ni,Mn alloys proceeds by a/2 ( 110 ) dislocations when the long range order parameter S is low, by superdislocations when S is higher.
Nous avons mis en ordre un alliage nickel-27,9 at
%
température de mise en ordre nettement inférieure à TKmanganèse par un recuit de 1 368 h à 505 OC suivi ou refroidis très lentement, on observe par contre les d'une trempe à l'eau. Nous avons ensuite déformé les superdislocations attendues (figure 3). Le degré d'ordre échantillons par une traction de 3 à 4
%,
puis nous les à longue distance est ici plus élevé et l'énergie de paroi avons amincis électrolytiquement et observés par d'antiphase nettement plus grande puisque I'on consi- transmission dans un microscope électronique à dère en général qu'elle est proportionnelle à S 2 .100 kV. Nos observations sur l'alliage Ni,Mn et en parti- Cet alliage non stœchiométrique montre des dis-
locations non appariées. La comparaison des trois champs sombres de type 111 que I'on obtient en inclinant d'une vingtaine de degrés dans trois direc- tions, une feuille mince d'orientation proche de { 1 1 1 ),
montre que le vecteur de Burgers de ces dislocations
a
est du type
-
( 110 ) comme dans un alliage désor-2
donné (figure 1). Ce résultat est confirmé par l'obser- vation en champ sombre de surstructure de la paroi d'antiphase de déformation que chaque dislocation laisse derrière elle ; on peut considérer non seulement le contraste propre à chaque paroi, mais encore les contrastes de superposition à leur intersection [l]. Cette déformation par des dislocations parfaites dans le réseau désordonné c.f.c., mais imparfaites dans l e , réseau LI, nous paraît caractéristique d'un alliage où le degré d'ordre à longue distance S n'est pas très élevé
(alliage nettement non stœchiométrique, température très proche du point de Kurnakov : TK
>
T > 0,98 T K ) .Dans des alliages plus stœchiométriques, recuits à une
culier sur les deux échantillons s'accordent ainsi avec la théorie de Stoloff et Davies [3] ; elles ne montrent par contre aucune corrélation avec la taille des domaines antiphases de l'alliage qui par exemple sont gros dans notre premier échantillon et très petits (une centaine d'A de diamètre) dans l'échantillon de la figure 3. Sur la figure 2, les parois d'antiphase parais- sent d'ailleurs aisément franchies par les dislocations simples suivies de leur paroi d'antiphase de défor- mation.
En conclusion, dans l'alliage Ni,Mn le glissement
a
s'effectue par dislocations imparfaites
-
( 110 ) lors-2
que le degré d'ordre à longue distance est assez faible (température inférieure à TK. mais trks proche, alliage non stœchiométrique) et par superdislocations comme l'avaient montré Marcinkowski et Miller [3] si le degré d'ordre à longue distance est très élevé (tem- pératures de recuit plus basses, alliage stœchiomé- trique). La morphologie et la taille des domaines antiphases ne semblent par contre pas jouer de rôle essentiel dans le mode de glissement.
c'7-60 D. THOM, A. LASSERRE, F. REYNAUD ET P. COULOMB
FIG. 3. -Superdislocations dans l'alliage Ni-23,75 at % Mn
recuit 100 h à 485 OC et refroidi lentement jusqu'à la température ambiante.
Bibliographie
[l] THOM, D., LASSERRE,.A., REYNAUD, F. et COULOMB, P., Scripta Met. 11 (1977) 219.
