A NNALES DE LA FACULTÉ DES SCIENCES DE T OULOUSE
J ACQUES F ARRAN
Contribution à l’étude des propriétés optiques structurales et superficielles des cristaux métalliques au moyen du microscope métallographique polarisant
Annales de la faculté des sciences de Toulouse 4
esérie, tome 13 (1949), p. 1-55
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CONTRIBUTION A L’ÉTUDE DES PROPRIÉTÉS OPTIQUES STRUCTURALES ET SUPERFICIELLES DES
CRISTAUX MÉTALLIQUES AU MOYEN DU
MICROSCOPE MÉTALLOGRAPHIQUE POLARISANT.
par Jacques
FARRANANNALES
DE LA
FACULTE DES SCIENCES
DE L’UNIVERSITÉ DE TOULOUSE,
POUR LES SCIENCES MATHEMATIQUES ET LES SGIENCES PHYSIQUES.
Résumé.
Ce travail met en évidence les
applications pratiques
dumicroscope métallographique polarisant.
’
a)
L’étude del’anisotropie optique superficielle
des surfaces striées donne d’intéressantsrenseignements
concernant lamicrogéométrie
dessurfaces. Elle
permet,
enoutre,
de définir pourchaque
substance un facteurmécanique,
fonction à la fois de sa dureté et de saplasticité, qui
rendcompte
de la facilité aveclaquelle
cette substancepeut
êtrepolie.
b)
Lemicroscope métallographique polarisant
a été utilisé avecprofit
pour l’étude des
composés intermétalliques
desalliages légers.
Sonemploi
a
permis,
enparticulier,
d’établir une table de caractèresoptiques
dediagnose
des constituants desalliages
suivants :Al-Ba; Al-Ca; Al-Ce;
~
Al-Co; Al-Cr;
Al-Cu;Al-Fe; AI-Mn;
Al-Ti: Al-V.INTRODUCTION
Les rayons X et
l’analyse micrographique
sont actuellement les moyens Lesplus
courammentemployés
par lesmétallographes
pour l’identification descomposés intermétalliques.
L’emploi
des rayons Xpermet
dedéfinir,
à l’échelle del’atome,
lastructure cristalline de chacun de ces
composés pris
individuellement et de déceler leurprésence
au sein d’unalliage.
On ne
peut
pascependant,
par ce moyen, obtenir desrenseignements
sur les diverses
étapes
de~~a
cristallisation ni sur lesdispositions
relativesdes constituants. Il est nécessaire pour cela de s’adresser à
l’analyse
micro-graphique, qu’on
doit engénéral
faireprécéder
d’uneattaque chimique,
afin de révéler la structure de
l’alliage
et de mettre en évidence ses diffé-rentes
phases.
, Ces
attaques chimiques présentent, cependant,
de notables inconvé- nientsdus,
enparticulier,
à lagrande
diversité desréactifs,
à l’influence de latempérature
sur lesrésultats,
à la durée desopérations.
Les observa- tions sont souventimprécises
etquelquefois ambiguës. Enfin,
uneattaque chimique
détérioretoujours
une sectionpolie;
si l’on est amené àemployer
successivement
plusieurs réactifs,
il sera nécessairechaque
fois derepolir
l’échantillon examiné.Les méthodes de la
cristallographie optique qui
sontsusceptibles
defournir,
sansattaques,
des caractères dediagnose
souventspécifiques peuvent
ainsi rendre deprécieux
services dans les étudesmétallographi-
ques.
En étendant aux minéraux opaques les méthodes si fructueuses de la
Pétrographie
des cristauxtransparents,
lesMinéralogistes
ontdéjà
montrétout l’intérêt des observations
cristallographiques
par réflexion.Ges
méthodes, précieuses
pour ladiagnose,
le sont aussi pour la recherchepurement cristallographique;
ellespermettent
eneffet,
de définir lasymétrie
de nombreusessubstances,
d’enrepérer
les facescristallines,
et par ce travail
préalable,
desimplifier
considérablement les études de structures au moyen des rayons X.Nous nous sommes
proposés,
àl’brigine
de cetravail,
la détermination despropriétés optiques
structurales des constituants de diversalliages légers [15].
Nous avons
constaté,
par lasuite,
combien l’observation de cespropriétés pouvait
être affectée par les accidents de surface et enparticulier
par les fins réseaux de stries subsistant sur une sectionaprès
le dernierpolissage
.mécanique.
Il nous a donc paru
logique
decompléter
ce travail par une étude despropriétés optiques superficielles
des métaux striés. -Avant
d’exposer
l’ensemble de nostravaux, qu’il
nous soitpermis
d’exprimer
notregratitude
laplus profonde
à Monsieur le Professeur3 L.
CAPDECOMME, qui après
nous avoir initié aux recherchesmétallographi-
ques en lumière
polarisée,
nous a orienté vers cette étude et n’a cessé denous
guider
de ses conseilsprécieux.
C’est dans son Laboratoire et sous sadirection que nous avons travaillé.
Nous
remplissons
unagréable
devoir en remerciant Monsieur F.TROMBE,
Maître de Recherches au Centre National de la RechercheScientifique,
pour le très aimable accueil
qu’il
nous a réservé dans son Laboratoire et les facilités de travail que nous y avons trouvées.Notre reconnaissance va
également
à Monsieur J.ORCEL,
Professeur auMuséum d’Histoire
Naturelle,
et à MonsieurDELPY,
Directeur de la Poudre- rie Nationale deToulouse, qui
ont bien voulu s’intéresser à nos recherches.La Société
Française d’Exploitatiort
des MatérielsHispano-Suiza,
ainsique la
Comp~agnie Alais, Froges
etCamargue
ontgrandement
facilité l’exécution de nosalliages.
Nous les en remercions très vivement.Nous avons travaillé en
cordiale
collaboration avec notre camarade T.CAMBON, qui
effectuait une étudeanalogue
sur les bronzes et les siliciures.RAPPEL DES MÉTHODES FONDAMENTALES DE DIAGNOSE
Nous donnons ici un résumé succint de la théorie du
microscope
métal-lographique polarisant,
tellequ’elle
a étéexposée
par L.CAPDECOMME,
dans diversespublications [1~] ] [13].
Entre
polariseurs
croisés l’observation d’une surfaceoptiquement isotrope
montre unefrange
noirediamétrale,
depart
et d’autre delaquelle
se
développent
des zonesprogressivement éclairées,
dues aux rotationsprogressives
des vibrations dans l’illuminateur( f ig.
1). .FIG. 1.
Une section
optiquement anisotrope possède
deux directionsprivilégiées perpendiculaires
entreelles,
à chacunedesquelles correspondent
un indice de réf raction v et un indice d’extinction x.A
chaque
direction affectée des indices vet x correspond
unpouvoir
réflecteur ou coefficient de réflexion :Une vibration lumineuse incidente
OA,
tombant normalement sur une lamecristalline,
sedécompose
suivant les deux directionsprivilégiées
en deux vibrations Oa et Oa’
auxquelles s’appliquent respectivement
lesdeux
pouvoirs
réflecteurs différentsRi
etR2.
Les vibrations réfléchies Ob et O’b’ ne sontplus
dans le mêmerapport
que Oa et Oa’.La vibration résultante réfléchie OB tourne donc d’un
angl~e
~,,~ constant dans tout lechamp,
en serapprochant
duplus grand
des deuxpouvoirs
réflecteurs
principaux (fig. 2) .
. ,n
Soit «
l’angle AORI,
on démontre[22]
queFic, 2.
’
Le
rapport R1 R = p est appelé l’aniso t ro p i e
de réflexion de la section.
2
Dans .la
pratique
« est maximumlorsque
« est voisin de 45° et savaleur est alors : ’
03C9 est nul
quand
« = 0 ou03B1 = 03C0 2,
c’est-à-direquand
la vibration incidente coïncide avec l’une des directionsprivilégiées
de la section cristalline.Conséquences.
a)
Caractères d’une sectionisotrope :
~~~ est constamment
nul;
on observe unefrange
noire diamétralequi
nebouge
pas au cours des rotations de laplatine,
c’est-à-direlorsque
« varie.b) )
Caractères d’une se~ctionanisotrope :
la section provoque une rotation ~
qui
varielorsqu’on
fait tourner laplatine.
Lafrange
obscure sedéplace
alors de tellefaçon
que oo compense la rotation due à l’illuminateur.Quand
on fait tourner laplatine w
varie et lafrange
obscure sedéplace
dans lechamp ( f ig. 3 ) .
-Si on
opère
en lumièreblanche,
les rotations dues à l’illuminateursont
pratiquement
les mêmes pour toutes leslongueurs
d’onde. Parcontre,
les rotations « dues àl’anisotropie
peuvent varier avec lalongueur
d’onde.Les différentes couleurs ne seront donc pas éteintes dans la même
région
du
champ;
onobservera,
parconséquent,
une série defranges colorées,
la couleur dominant dans unerégion
étantcomplémentaire
de cellequi
y est éteinte.
_
. FIG. 3.
~
.
Conséquences pratiques
pour l’étudeoptique
d’uneespèce
cristalline opaque.Nous
envisagerons
successivement deux cas :a)
Toutes les sections del’espèce
étu.diée sontoptiquement isotropes.
La
frange
noire restetoujours
au centrelorsqu’on
fait tourner laplatine.
Dans ce cas,l’espèce
cristalline est desymétrie cubique.
b) )
Les sections sontgénéralement anisotro,pes :
1 ° Si lbn trouve
quelques
sectionsprésentant l’isotropie optique,
ellessont forcément
perpendiculaires
à un axe desymétrie
d’ordresupérieur
ouvgal
à3;
le cristal est donc uniaxe. Dans ce cas, on convientd’appeler
Re, pouvoir
réflecteur extraordinaireporté
par la direction de l’axeprincipal
desymétrie
etRo,
lepouvoir
réflecteur ordinaire situé dans leplan
p(001).
.Si Re > Ro le cristal sera dit uniaxe
positif.
Si Ro > Re le cristal sera dit uniaxe
négatif.
2° Si aucune section ne
présente l’isotropie optique
le cristal est biaxe. Il est alorspossible,
engénéra;!,
derépartir
lespouvoirs
réflecteursprincipaux
suivant les éléments desymétrie
du cristal.Dans tous les cas où le
composé
étudié n’est pascubique, l’anisotropie
maximum se déduit du
déplacement
maximum de lafrange
au cours d’unerotation de la
platine.
A ceteffet,
le réticuleporte
une échellegraduée
en
degrés
etpréalablement
étalonnée avec des sectionsd’anisotropie
connue,
[10].
Des deux côtés de la
frange
nous noterons les couleurs dues à ladispersion.
La couleur queprésente
le bordintérieur
de lafrange
estcelle
pour laquelle l’anisotropie
estmaximum;
c’est en effet cellequi
estéteinte le
plus
loin du centre.Il est donc
possible
de reconnaître immédiatement sil’anisotropie
variedans le même sens
que
lalongueur
d’onde(r
>v)
ou en sens inverse~v>r)..
,En résumé les observations
à
faire sont schématisées dans le tableau suivant :Toutes
les sections sontisotropes :
lecomposé
estcubique.
uniaxe positif
ou
,
’
;
quelques sections 1
uniaxenégatif
’ isotropes :
cristal ..
’
~ uniaxe.
Sections en
général anisotropes a)
valeur del’anisotropie
maximum.
b)
couleurs dedispersion.
,
c)
variation del’anisotropie
en fonction de la
longueur
d’onde. ’
’
1
Repartition
des. aucune section
pouvoirs
réflec-.
isotrope :
cristal teurs sur les .‘
biaxe ~axes.
Ces observations
peuvent
êtrecomplétées,
dans certains cas, par l’observa- tion des formesgéométriques.
PREMIÈRE PARTIE.
PRÉPARATION DES ÉCHANTILLONS
ÉL’ABORATION
DES ALLIAGESLes
alliages
àpoint
de fusion relativement bas et dont l’élaborationne
présentait
pas de difficultésparticulières, dues,
parexemple,
à lagrande oxydabilité
d’un de leurséléments,
ont été réalisés au fourMeker,
alimenté par du méthane et de l’aircomprimé.
Chaque
fusionportait
sur 5kilogrammes, environ,
de matière. La coulée s’effectuait encoquille,
dans un moule de fonte en U dont lesparois
étaientpréalablement
enduitesde
carbonate de chaux afin d’éviter . l’adhérence del’alliage ( f ig. 4~
.FIG. 4. ;
Après
refroidissement lelingot
étaitdémoulé,
tourné etdécoupé
enrondelles de 2 cm. de diamètre sur 2 cm. de hauteur.
Pour réaliser certains
alliages, présentant
unpoint
de fusionélevé,
nous avons dû recourir à un four à haute
fréquence, permettant également
le traitement sous vide dans le cas des métaux très
oxydables.
La matièreà fondre était
placée
dans un creuset enalumine,
s’emboîtant lui-même à l’intérieur d’un manchon en carbone; cemanchon,
surtout dansle ,
casdes
alliages légers,
trèsconducteurs,
estindispensable
pour que lapuissance
transformée en chaleur dans le laboratoire du four soit maximum.L’emploi
du four Nleker nous apermis
de réaliser lesalliages
suivants :Al-Cu à
3 %,
5%,
7%,
10%,
15%,
20%,
25%,
30%,
45%,
55 % de Cu.Al-Fe à
2 ,%, 4 %, 7 .%, 10 %
et20 %
de Fe..Al-Mn à 2
%, 4 %, 5 %, 6 %, 7’%, 8 %, 9 %,
10%,
11%, 12 %, 13%,
. 14
%
de Mn.Al-Ni à 5
Yo, 7 % , 10 %,
15%,
20%
et 33%
de Ni.’Al-Ti à 6
~%
et 12%
de Ti.Les
alliages :
Al-Co à 10
%
deCo;
Al-Cr à 10
,%
deCr,
Al-V à2 %
deV,
Al-Ca à
5 %
et 10%
deCa, Al-Ce à
15,%
deCe,
ont été élaborés au four à haute
fréquence.
Nous sommes
partis
des matièrespremières
de base suivantes : Aluminium à99,5 %,
Cuivreélectrolytique,
Fer à99,7 %, Manganèse
pur, Nickel pur, Chrome pur, Vanadium pur, Calcium pur, Cérium pur, Cobalt pur, ainsi que desalliages-mères
suivants : Al-Mn à 12%
deMn,
Al-Ni à 20%
deNi,
’Al-Ti à 12%
deTi,
Al-Ba à 11%
de Ba.GROSSISSEMENT DES GRAINS
Une
simple
fusion suivie d’une coulée nous a, engénéral, permis
d’obtenir des
grains
de dimensions suffisantes pourqu’il
soitpossible
de déterminer les
propriétés optiques
de leurs sectionspolies. Cependant, lorsque
nous avons cherché le mode derépartition
despouvoirs
réflecteurssur les axes de
symétrie
d’uncristal, c’est-à-dire, lorsque
nous avonsvoulu remonter des
propriétés optiques
d’une section cristalline auxpropriétés
du cristallui-même,
il a été nécessaire d’obtenir de grosgrains
à formes
géométriques
définies.’
Nous avons été ainsi amenés à mettre en oeuvre des
procédés
degrossissement
degrains.
1 ° Cas des métaux purs ou d.es constituants de base des
alliages.
Lorsque
l’on veutgrossir
lesgrains
d’un métal ou d’uncomposé intermétallique
constituant laphase
de base d’unalliage,
on maintient cetalliage, pendant
un certain nombred’heures,
à unetempérature légè-
rement inférieure à son
point
de fusioncommençante.
Dans un telrecuit,
la diffusiondes
molécules à l’état solide oupâteux permet
la coalescencequi
aboutit augrossissement des grains.
Le
champ
de cettediffusion,
trèslimité, est
de l’ordre des intervalles réticulaires. Pourqu’un cristal
soitsusceptible
degrossir
au cours d’unrecuit,
il est donc nécessairequ’il
trouve dans sonvoisinage immédiat;
pratiquement
à soncontact,
uncomposé
de même nature.’
C’est le cas des métaux purs ou des constituants de base des
alliages.
2° Cas d’un constituant
dispersé
au sein d’unephase différente.
Nous n’avons pas trouvé de
renseignements
sur les méthodes à utiliser dans cettecirconstance,
Le
procédé
de recuit estabsolument
inefficacelorsqu’on
se propose degrossir
desgrains automorphes, dispersés
à l’intérieur d’unephase
différente.
Chaque
cristalest,
dans ce cas,trop éloigné
de ceux de sonespèce
pour que la diffusion solidepuisse permettre
ungrossissement.
La coalescence ne sera
possible qu’en
fondant laphase
debase,
afinque les cristaux
automorphes puissent
sedéplacer
en milieuliquide,
entrer en contact et s’orienter mutuellement. C’est par un
séjour prolongé
de
l’alliage
à unetempérature
intermédiaire entre celles duliquidus
eldu
solidus,
que l’on arriverapratiquement
à obtenir de gros cristauxautomorphes.
Pour
chaque échantillon,
decomposition déterminée,
lesdiagrammes thermiques
donnent lestempératures
de début et de fin. de solidification.Il y aura
avantage
à maintenirl’alliage
à unetempérature légèrement
supérieure
à celle dusolidus,
pourlaquelle
on a un maximum de cristauxautomorphes
dans un fond encoreliquide.
A la faveur de laségrégation,
ces cristaux se rencontreront et s’orienteront mutuellement.
Il
n’y
a aucun intérêt à monter au-dessus de latempérature
duMquidus,
ni même à
séjourner
à unetempérature
nettementsupérieure
à celle dusolidus. En
effet, plus
laproportion
decomposé automorphe
cristallisé estfaible, plus
les chances de rencontre desgrains et,
parconséquent.
de
grossissement
seront réduites.En
résumé,
c’est dans la zone destempératures légèrement supérieures
à celle du soïidus que se trouvent réalisées les conditions
optima
degrossissement
desgrains (fig,
~~~. Le facteur déterminant de cegrossis-
sèment est le
temps pendant lequel l’alliage
sera maintenu dans cettezone de
températures.
-L’application
de cette méthode nous apermis
d’obtenir les résultatsexposés
dans le tableau suivant :Les
opérations
degrossissement, portant
chacune sur unecinquantaine
de grammes
d’alliage,
ont été réalisées au fourélectrique
àrésistance,
dont latempérature
était bien définie et mesurée par uncouple platine- platine
rhodié. Dans le cas desalliages légers
un four Chevenard avecréglage thermostatique
conviendrait très bien à ces traitements.PREPARATION
DES SECTIONS POLIESLes échantillons sont
profilés
à la lime ou à lameule;
ils sont ensuite dressés au touret à carborundum: Il est nécessaire deprolonger
cetteopération jusqu’à
l’obtention d’une surfaceparfaitement plane
afinpar la
suite,
detrop longs
passages sur les abrasifsplus
fins,Il est
commode, quand
cela estpossible,
d’abattrelégèrement
lesangles
des échantillons afin de ne pas déchirer les
draps qui
seront utiliséslors du
finissage.
, ’Lorsqu’on
a obtenu une surfaceplane,
il convient deprocéder
audégrossissage
au moyen d’abrasifs deplus
enplus
fins. Pour lesalliages légers,
nous avons utilisé successivement lespapiers potée
d’émeri1T°’
1, 0, 00, 000,
0000 et 00000.Avec les
alliages légers
il est nécessaire deparaffiner
cespapiers,
pour éviter que desgrains
d’abrasifs ne viennent s’incruster dans le métal etne soient ensuite
transportés
sur despapiers plus
fins. Cet inconvénient est d’autantplus marqué
que le métal estplus
mou.Si l’échantillon est poreux ou fissuré il
faut, après .chaque abrasif,
lenettoyer
avec leplus grand
soin. Onpeut
lebrosser,
oumieux,
ainsi quenous l’avons
constaté, diriger
sur lui unjet
d’aircomprimé
afin dedébarrasser les cavités des
grains qui
auraient pus’y
introduire.. Afin d’effectuer simultanément
plusieurs polissages
nous avonsutilisé,
pour le
dégrossissage,
une machineautomatique
JaudoinProm,
à4
plateaux.
Au moyen deplâtre
on fixe les échantillons par groupes de 4 à 8 dans desporte-objets
circulairespouvant
tourner autour d’un axefixe;
cesporte-objets reposent
sur unplateau
recouvert depapier
abrasifet sont excentrés par
rapport
àlui
defaçon qu’une
rotation duplateau
entraîne une rotation du
porte-objet. Ainsi,
les stries sont constamment brouillées sur les échantillons et iln’y
a aucune direction d’usureprivilé- giée.
La
machine, comportant plusieurs plateaux,
nous a rendu degrands
services pour le
polissage
en série d’un certain nombre d’échantillons.Cependant,
si l’on ne veutpolir qu’un
seuléchantillon,
il estplus rapide d’opérer à
la main en lepromenant
sur les divers abrasifs et enayant
soin de croiser les stries.Pour le
finissage,
nous avons utilisé comme abrasifl’oxyde
de chromeen
suspension
dans l’eau etrépandu
sur dudrap
de billard.Cependant,
lesalliages légers s’oxydent rapidement
et on n’a pas intérêt àprolonger
l’abrasion enprésence d’eau;
il y aavantage,
aucontraire,
à terminerl’opération
par passage sur undisque
recouvert dedrap
de billard propre, en l’absence de toutabrasif;
onajoute
detemps
à autre
quelques gouttes
d’alcool pourempêcher
untrop grand
échauffe-ment de la sec.tion à
polir.
Dans le cas
d’alliages particulièrement oxydables,
tels que ceux d’aluminium et de calcium parexemple,
nous avons été amenés à n’utiliserl’oxyde
de chromequ’en suspension
dans ralcool.Le
polissage
desalliages légers
demandeheaucoup plus
de soins et detemps
que celui des métauxplus durs,
comme les aciers ou la fonte. Ennous conformant aux
prescriptions
ci-dessus nous avons pu,toutefois,
obtenir des sections dont lepoli
était suffisant pourpermettre
une étudedes
propriétés optiques
structurales.Il
faut, cependant, prendre garde
que cespropriétés optiques peuvent
être altérées par des accidents de surface et enparticulier
par de fins réseaux de striesparallèles qu’un polissage
défectueux laisserait subsister.Il est donc
nécessaire,
lors du dernier passage sur ledrap
de billard,de brouiller convenablement les stries et d’éviter toute direction d’usure
privilégiée.
Dans le but d’obtenir des surfaces
rigoureusement exemptes
de striesnous avons
essayé d’appliquer
lestechniques
dupolissage anodique
auxalliages
que nous avons étudiés.Les résultats ohtenus se sont révélés peu satisfaisants pour l’étude des
propriétés optiques.
Les bains acide
perchlorique-anhydride acétique [20J,
convenantparfaitement
aubrillantage
de l’aluminium et de ses solutionssolides,
donnent dans le casd’alliages
àplusieurs phases,
des gravures et desreliefs
gênants
pour des mesuresoptiques
ultérieures. Cet inconvénient est d’autantplus
accusé que lesphases
sontplus
nnementmélangées.
Dans ce cas, le traitement
anodique permet
seulementd’obtenir
unemicrographie
del’alliage;
il révèleparfaitement
lesgrains
mais rendimpossible
l’étude de leurs caractèresoptiques.
Nous avons
dû, après
ces essaisinfructueux,
nous en tenir aupolissage mécanique
pour lapréparation
de nos sections.La difficulté d’élimination des stries nous a conduit à une étude
systématique
duphénomène optique superficiel qui
en dérive. Nous avonspu, non seulement en montrer
l’importance
et reconnaître dansquelle
mesure il
pouvait perturber
lephénomène optique
structural, mais aussi déterminer ses relations avec lespropriétés mécaniques
dusupport.
DEUXIÈME PARTIE.
ÉTUDE DE L’ANISOTROPIE OPTIQUE SUPERFICIELLE
PROVOQUÉE PAR UN RÉSEAU DE STRIES SUR UNE SURFACE
MÉTALLIQUE
Considérations
théoriques.
L’examen de sections
polies
de cristauxcubiques portant
de finsréseaux de stries
parallèles permet
de constater l’existence d’une aniso-tropie superficielle,
dontl’explication
donnée par L. CAPDECOMME[11],
est basée sur les considérations
théoriques ci-après.
Lorsqu’un
rayon lumineux se réfléchitobliquement
sur une surfaceoptiquement isotrope,
lepouvoir
réflecteur~~"
relatif aux vibrationscontenues dans le
plan d’incidence,
estplus petit
que lepouvoir
réflec-teur relatif aux vibrations normales à ce
plan.
Si les
angles
d’incidence i ne sont pastrop grands
cespouvoirs
réflecteurs sont
donnés,
en bonneapproximation,
par les formules :(v
et x
sont les indices de réfraction et d’extinction de lasurface).
Considérons un réseau de stries
parallèles porté
par une section métal-lique.
La normale à la surface réfléchissante enchaque point
est contenuedans un
plan perpendiculaire
àla’
direction commune des stries. Si untel réseau est
frappé
par un faisceauparallèle incident,
normal à lasection,
tous les
plans
d’incidence serontperpendiculaires
à la direction communedes stries.
Plaçons
cette surface dans lechamp
d’unmicroscope métallographique polarisant;
si l’on utilise unobjectif
faiblementgrossissant,
le faisceau incident serapratiquement cylindrique.
On
peut
faire varier l’azimut duplan
depolarisation
de la lumière incidente etl’amener,
enparticulier,
à êtreparallèle
ouperpendiculaire
à la direction
générale
des stries.Dans le
premier
cas leplan
depolarisation
est normal à la directioncommune des
plans d’incidence,
dans le second il lui estparallèle.
interviendra dans le
premier
cas,1B,
dans le second.Par
conséquent,
la surface striée étant fixe.lorsqu’on
fera varierl’orientation du
plan
depolarisation,
ou cequi
revient aumême,
leplan
des vibrations incidentes étant
fixe, lorsqu’on
fera varier ~orientation du réseau destries,
on constatera uneanisotropie superficielle.
se traduisantpar une variation des
pouvoirs
réflecteurs suivant l’orientation de la surface.Nous avons
entrepris ~16 d’approfondir
l’étude de cephénomène,
enajoutant
des résultatsquantitatifs
auxprécédentes
observations.Préparation
des réseaux..Un réseau de stries
parallèles.
dans salargeur,
saprofondeur
et sarégularité, dépend :
1 Il de la nature de l’échantillon:
2" de son état de surface
préalable:
~ des abrasifs
emptoyés:
4’ (. des conditions d’exécution.
I! 1
importe,
parconséquent,
de défin i r chacun de ces facteurs avec soin.I. -,.
Pour que tes
propriétés optiques
structurâtes ne viennent pasperturber
le
phénomène superficiel.
nous avons étudié d’abord ce dernier sur des cristauxisotropes
de différentes duretés, tels que l’aluminium, lecuivre,
le chrome et l’acierinoxydable (acier
a 25 % de chrome et 6 % denickel ).
Nous avons ensuite utilisé le cadmium
(hexagonal),
engrains
suffisam-ment fins pour que l’ensemble de la surface
frappée
par le faisceau lumineuxpuisse
être considéré commeisotrope
parcompensation.
IL
Le
polissage anodique permet
d’obtenir des surfacesparfaitement décapées,
aisémentreproductibles
et convenant parconséquent
comme hasede
départ
de cette étude.L’aluminium et l’acier
inoxydable BBA
ont étépolis
en milieuperchlo- rique-acétique, !20!:
!e cadmium,14],
et lecuivre. )19j,
en milieuphosphorique.
Le chrome
seul,
dont lepoli mécanique
est facile a obtenir et aisémentreproductible.
n’a pas subi de traitementanodique.
Cette étude a nécessité la
préparation
d’ungrand
nombre de surfacespolies;
or, en cequi
concerne l’aluminium. les méthodesclassiques
depolissage anodique
sont d’unemploi
très délicat. Les conditionsopératoires,
notamment la
température,
sont en effetimposées
dans des limitesresserrées.
L’obligation
demultiplier
lespolissages
nous a conduit a améliorersensiblement les
techniques classiques
parl’emploi
d’une anode tournante.L’échantillon a
polir
est constammentagité pendant
le traitement. Lepo!
est alors réalisé très
rapidement,
sansprécautions spéciales
detempérature,
avec des latitudes
beaucoup plus grandes
que dans lesprocédés
usuelspour la concentration des bains et les limites de densité de courant.
III. -
Abrasifs employés:
.Sur les surfaces ainsi réalisées nous avons
imprimé
des réseaux de stries de grosseurs différentes au moyen des abrasifs suivants :1 °
drap
de billard propre, à sec;2° alumines fines
calibrées,
ensuspension
dans l’alcool pour éviterl’oxydation
dumétal,
etrépandues
sur dudrap
debillard;
3°
papiers émeri,
sériepotée,
N° °000, 00, 0,
1.Ces
papiers
étaientparaffinés
pour éviterl’engorgement
des réseauxpar les
grains
d’abrasifs. Ceux-ci ont, eneffet,
tendance à s’incruster surles métaux mous, si on ne
prend
pas laprécaution
de les fixer convenable- ment aupapier
au moyen deparaffine.
,IV. -- Conditions d’exécution.
Les réseaux ont été réalisés en
déplaçant
sur l’abrasif la sectionguidée
par une
réglette.
Lapression
à exercer pourproduire
les stries estd’autant
plus
faible que le métal estplus
mou.Il est nuisible de
multiplier les
passages sur l’abrasif aupoint
deprovoquer un échauffement de la surface et par
conséquent
uneoxydation qui
modifieraitl’anisotropie superficielle.
Méthode de mesure des
anisotropies.
,La méthode utilisée est celle de J. ORCEL
[22, 23 J, qui
met en oeuvreune cellule
photoélectrique
commeappareil
decomparaison
des fluxlumineux réfléchis par les différentes orientations du réseau de stries sous le
microscope.
La
préparation
est éclairée au moyen d’une source incandescente stabilisée paraccumulateur,
suivant leprincipe
décrit par I,. CAPDECOMME[8j.
.Le flux réfléchi est reçu par une cellule à couche
d’arrêt,
directement reliée à ungalvanomètre.
Ledéplacement
duspot
lumineux sur uneéchelle graduée permet
de mesurer les variations dupouvoir
réflecteur.~
La surface
portant
le réseau doit être orientée normalement à l’axe de rotation de laplatine.
Nous avons eu recours pour effectuer unréglage précis,
à lasurplatine
réalisée et décrite par 1... CAPDECOMME[9].
.
L’échantillon,
monté dans unporte-objet, (tube
de laiton à sectionsrigoureusement parallèles)
estplacé
sur lasurplatine.
Nous donnons, ,ci-dessous, la suite des
opérations qui
conduisent auréglage
leplus
rapide.
On
dispose
l’échantillon defaçon
que la direction des stries soit trèsapproximativement parallèle
à un des axes depivotement
de lasurplatine;
par rotation de la
platine,
on amène ensuite leplan
depolarisation
dela lumière incidente à être
perpendiculaire
à la direction des stries. On cherche laposition
exacte de laplatine
pourlaquelle
l’intensité de la lumière réfléchie est minimum et on note la valeurDm1
de la déviation duspot.
On fait alors tourner laplatine
de 180" dans un sensadopté
une fois pour toutes(1),
et on note la nouvelle valeur de la déviationDm2.
Apartir
de cetteposition
de laplatine
et en faisantpivoter
lasurplatine
autour de l’un de ses axes horizontaux XX’ à l’exclusion de l’autre l’I’’
on amène le
spot
de lagraduation Dm2
à lagraduation Dm’ 2 :
Après
rotation. de laplatine
de180°,
on retrouve laposition
pourlaquelle
onavait précédemment
notéDm1;
on lit cette fois-ciDmB;
on fait alorspivoter
lasurplatine
autour de l’axe XX’ pour amener lespot a
on continue ces
opérations jusqu’à
ce que l’on obtienne :on est alors
assuré
que l’axeoptique
dumicroscope
estperpendiculaire
à une droite du
plan
de la surface striée.L’expérience
montre que 3 rotationscomplètes
de laplatine permet-
tent engénéral
d’arriver à ce résultat.On fait alors tourner la
platine
de 90" pour obtenir la déviation maxi-mum
v~i ;
onprocède
pour celle-ci comme pour la déviation minimum.mais en faisant cette
fois, pivoter
lasurplatine
autour de l’axe YY’.Lorsqu~on
est arrivé à1)az~n’~=I)
(n’)(b),
on vernie que l’on a encoregénéral,
l’obtention du deuxièmeréglage
àquelque
peu altéré le
premier,
mais unelégère
mise aupoint permet rapidement
d’obtenir simultanément leségalités (a)
et(b ) .
L’axeoptique
du micros- cope est alorsperpendiculaire
à deux droites duplan
de la surface striée,~c’est-à-dire
normal à cepian.
. D~ . ,
Le
rapport I)11I --
~ ~ ’représente la.
valeur durapport
despouvoirs
réflecteurs
20142014
de la surface striée suivant que la lumière incidente estpolarisée parallèlement
ouperpendiculairement
aux stries.C’est ce
rapport
pqui
mesurel "’’an isotropie superficielle
d’une section striée.1. Les rotations de la platine doivent toujours s’effectuer dans le même sens. On diminue ainsi, considérablement, l’influence pernicieuse du halancement de l’axe de rotation de la
platine entre ses colliers. ’
Résultats des déterminations
expérimentales.
1.’anisotropie superficielle
dechaque
échantillon en lumière blanchea été mesurée en différents
points
de sa surface. Les tableaux suivantsindiquent,
pourchaque métal,
les valeurs obtenues en 3points
différents, i. 2.B,
en fonction dechaque
grosseur d’abrasif utilisée.CHROME.
’
ACIER V2A.
CUIVRE.
L’écart entre les
anisotropies
mesurées en différentspoints
d’un mêmeréseau ne
dépasse pas 2
%, sauf en cequi
concerne le cuivre.L’explication
de l’anomalie
présentée
par ce métal doit être cherchée dans sagrande
facilité d’altérationchimique
et la diversitéd’oxydes
et de sulfures suscep- fil)le~ d’en recouvrir la surface.Après
avoirpoli
une seconde fois noséchantillons,
nous avonsimprimé
de nouveaux réseaux, dans les mêmes conditions que
précédemment.
Lesnouvelles valeurs de
l’anisotropie superficielle
restent lesmêmes, à
2 %près,
que dans lapremière
série d’essais,()n a donc affaire à un
phénomène optique
défini etreproductible.
Xous
avons
tracé les courbesp ~ f
enportant
en abscisses lagrosseur des
grains
d’abrasifs et en ordonnées lesanisotropies optiques.
Variation de
l’anisotropic optique superficielle
en fonctionde la grosseur des grains
L’anisotropie
des métauxplastiques,
Aï. Cd,Cu,
acier montre unecroissance rapide
etrégulière
avec la grosseur des abrasifs fins et tendasymptotiquement
vers une valeur limite avec les ahrasifs lesplus grossiers.
Métal... Al Cd Cu
p limite...
2,05 1,9 1,7 1,55
Le
chrome,
parcontre,
montre un accroissement très lent de l’aniso-tropie
avec les abrasifs fins et uneélévation beaucoup plus rapide
avec, des émeris
plus grossiers
que le N° 1.Son
anisotropie
restecependant
très inférieure à celle des métauxmous. ’
’
Il
apparaît,
avec les métauxétu,diés,
que lesanisotropies limites,
de même que lesanisotropies
relatives àchaque
finesse d’abrasif se classentcomme les duretés.
Interprétation théorique
des résultatsexpérimentaux.
Nous avons
vu
que, dansl’hypothèse
d’une seule réflexionoblique,
la valeur de
l’anisotropie superficielle
était donnée en bonneapproximation
par la formule :
La courbe
théorique
p= f (i)
serait doncparabolique
et tourneraitsa concavité vers
l~,axe~
des p.’
En outre, étant donné les valeurs relativement élevées de N par
rapport
ài2,
lesanisotropies
déduites de la formule (a) seronttoujours
très voisines de 1.
L’allure de la courbe relative au
chrome,
dans la zone des abrasifsfins,
ainsi que les valeurs trouvées pour sonanisotropie correspondent
assez bien à ces données
théoriques.
°
Les
anisotropies
obtenues sur les autres métaux restentexplicables
par la formule
(c~~
en admettant quechaque
rayon lumineux incident.avant de revenir dans
l’objectif,
subisse deux ouplusieurs
réflexions successives sur lesparois
de la surface striée.Relation entre
l’anisotropie superficielle
et léspropriétés mécaniques.
Considérons les valeurs que
prennent
lesanisotropies
des divers métaux pour un mêmeabrasif,
lepapier
000 parexemple :
,Chrome Acier
1’,,A
Cuivre Cadmium Aluminium1,06 1,35
r
1,58 1,64 1,95
Les différences entre ces valeurs
proviennent
de la variation du terme~~ i ~ ,
avec la nature du
métal. .
Nous
donnons, ci-après,
les valeursapproximatives
de N pour le cuivre[21],
le cadmium~34]
et l’aluminium[35 ~ J
déduites des mesurespolarimétriques
de différents auteurs.On voit
que N
doit êtreplus grand
pour l’aluminium que pour lecadmium,
etplus grand
pour le cadmium que pour le cuivre. Or les valeurs_~ 12 trouvées pour
l’anisotropie
p montrent que le terme--~
où Nfigure
endénominateur
est,
luiaussi, plus grand
pour l’aluminium que pour lecadmium,
etplus grand
pour le cadmium que pour le cuivre. ’Cela prouve que pour un abrasif
donné, l’angle i
d’inclinaison des stries est variable avec la nature dumétal,
etqu’en
outre ce sont les variations de 1qui
commandent essentiellement les variations del’anisotropie
super-ficielle. , .
Cette constatation montre que les
profils
des stries dues à un même abrasif ne sont pasgéométriquement
semblableslorsque
l’on passe d’un métal à un autre.Les valeurs que
prend l’anisotropie prouvent,
en outre, quel’angle
icroît
lorsque
la dureté de l’échantillon diminue.Il faut en conclure que l’inclinaison moyenne du flanc des stries
augmente lorsque
l’abrasifpénètre plus profondément
dans le métal.La surface abrasive ne
peut
donc pasprésenter
unprofil
en « dentsde
scie ». Pour un abrasifdonné,
dont la forme est biendéfinie,
ceprofil
entraînerait en effet la constance de
l’angle
iquelle
que soit la dureté du métal.L’explication
laplus simple
consiste à considérer que l’abrasif est formé degrains
d’alluregénérale
arrondie.Le réseau de stries est alors constitué par des sillons à directrices
’
courbes,
et l’onconçoit
aisément quel’angle
moyen d’inclinaison des striesaugmente
avec lapénétration
desgrains
d’abrasif(fig. 6).
Supposons
que nouspuissions,
enpremière approximation,
considérerla surface abrasive comme formée par un étalement de
grains sphériques
de même grosseur et