propriétésmécaniques l'alliageordonnéFe-Co-2V. Relationsentre structural THESE

POUR OBTENIR LE GRADE DE A.D. du .N

S. 10454

Université de Poitier Université _de Poitiers Université _de Poitiers Université de Poitiers

THESE

PRE ENTEE A

DE L'UNIVERSITý DE POITIERS

Relations entre ^{II état} structural

Jean-Paul EYMERY

par

DOCTEUR ýS SCIENCES PHYSIQUES

outenue le ⁴ Novembre 1974, devant la Commission d' Examen.

Prestdent ^: J. CAl SO

.

xammeteurs : J D FOUQUET

A. RACHMA

P. MOINE

Membre I nv ués I.J. MARCINKOW KI University of Merylsnd (U .. A.J

P. COULOMB niversité _de Toulou e

LA FACULTý DES SCIENCES FONDAMENTALES ET APPLIQ!lt;ES

et les propriétés mécaniques ^de l'alliage ordonné Fe-Co-2V.

"" d'Ordre 201

POUR OBTENIR LE GRADE DE PR.ESENTEE A

DE L'UNIVERSITý DE POITIERS

Universite de Poitiers Universite de Poitiers Université de Poitiers Université de Poitiers par

THÈSE

Relations entre l'état structural

Jean-Paul EYMERY

Président: J. CAISSO

DOCTEUR ss ^{SCIENCES PHYSIQUES}

Soutenue le 4 Novembre 1974, devant la Commission d' Bxsmen.

Examinateurs: J. Dr FOUQ!/FT A. RACHMAN

P. MOINF

Membres Invités: M..I. M:\RCI;\1KOWSKI UniversiryofMaryland(fJ.S.A.J

P. COULOMB Universite de Toulouse

LA FACULTý DES SCIENCES FONDAMENTALES ET APPLIQ!!ýES

et les propriétés mécaniques de ^l 'alliage ordonné Fe ^- Co ^- 2 V.

N· d'Ordre: 201

A.O. du C.N.I.S.: 10454 Il

Il

t t

I

AYAII!-'aoros --- .---

Lei preDdères pages d'une thèse ^sont généralement consacrées

I remercier les personnes qui ont contribué ^à sa réalisation. Qu'il

me loit donc permis ^de sacrifier ^à la tradition.

En premier lieu, je tiens ^à exprimer ^ma profonde reconnaissance ^à ý. P. MOINE qui m'a guidé et conseillé tout au long ^de cette étude ^en

me faisant profiter ^{de son} expérience. Il n'a jamais ménagé ni son tenps ni son effort pour la bonne marche ^des travaux entrepris.

Je remercie ^tout particulièreýnt ^{M. J.} CAISSO dont le dévouement lmon égard et ^à celui du laboratoire tout entier a été pour ^{moi un}

facteur d'encouragement permanent.

Je tiens écaiement ^à remercier M. J. CRILH! d'une part ^{de ses} conseils concernant ^les problèmes ^de dislocations et d'autre part de sa contribution ^à l'essor du laboratoire.

Mes remerciements s'adressent également ^à M.MJ. MARCINKOWSKI, Professeur ^à l'Université du .Lýryland (U.S.A.) qui a effectué une lec-

ture critique du manuscrit et accepté ^de faire le voyagg ^des Etats-Unis

l Poitiers pour ^la soutenance.

Je suis reconnaissant ^{à M. P.} COULOMB, Professeur ^à l'Université de Toulouse, d'avoir suivi régulièrement ^mon travail dýs le cadre de son parrainage ^au C.N.R.S. et d'avoir accepté ^de faire partie du jury.

Je prie ^11M. J. de FOUQUET et A. RACHMAN d'accepter l'expression

dama reconnaissance pour l'intérêt qu'il. ont porté ^{I ce} travail et

l'honneur qu'ils me font de participer au jury.

Que les membres de l'équipe "Ordre-Dý8ordre" du laboratoire,

!tiles

JUNQUA et MOINE, ^MM. DESOYER, DINHUT, GROSBRAS et DEMENET,

sachent coýbien ^j'ai apprécié l'excellent esprit qui ^les a constam- ment animés dans l'accomplissement de ce travail. Je voudrais souligner

l'agréablý coopér3tion de P. GROSBRAS pour la partie structurale, les discussions quotidiennes avec J.F. DINHUT et les renseignements éclai- rés de J.C. DESOYER.

Je voudrais également mettre l'accent sur la part prise par l'en- semble du personnel technique et signaler que je n'ai jamais essuyé un seul refus quand j'ai deoandé un service. Ceux qui m'ont le plus apporté leur concours ^sont rý1. JAULIN, DEDIEU, C. FAYOUX, P. FAYOUX, BRUGIER, FAIX, GUILLON, liONNET et surtout time GAREM. A cette dernière, je tiens ^à exprimer une reconnaissance particulièrè pour ses nombreuses observations au microscope électronique et sa patiente collaboration pour ^le dépouillement des clichés.

Enfin, il me reste ^à remercier ceux qui ont participé ^à la rEalisation matérielle de ce mémoire

Mmes PICHAUT et BIZARD, Melle HARTIN du THEIL, M. MONNET et surtout MM. CHARRON et GUILLON

"

2 - L' 'tude entreprise

l - Rappela bibliographiques sur les alliage. Pa-Co et Fe-Co-V

CHAPl'l'RE I INTRODUCTION

- 1 -

I - RAPPELS BIlI.IOORAPHIQUES SUR lES ALLIAGES

Co ft "- - Co ^- V

L'int'l"8t _des chercheurs _pour les alliages Pe-Co remonte ^A 1912 cette aýe-lý Weiss et Preuss ont montý _que ces compos's pýsenta1ent la plue forte 1nducticn à saturation de tous les matériaux ferrorSýtiqlJes.

Depuis cette date, plusieurs tý(Jr1e5 ont été avancées _pour expliquer ce ptWnomène : Slater (1937), Paul1ný (1938), Stoner (1946-47), ^Zener (1951).

En 1926, Elmen prit ^un brevet ^d' invent ion sur l'alliage é_uia t(;mique appelé alors "Pennendur" _{et en} conçut les premières applicati',ns commer- ciales qui furent des pièces polaires destinées à la fabricýtior. de ^raut- parleurs, d'enregistreurs de sons et d'écouteurs d'appareils de surdité.

Cependant, des problèmes t.e chno Log fque ^s ne tardèrent _pas à v o ir le jour

ý cause de la dureté et de la fragilité de ce compcsé. Cet obstacle fut pris en «ons Idér-a ^t Lon par les La bcr-a t.c

re s de la Compagnie ^"Bell Telephone"

et en 1932, White et Walr. mont ^r-è rerrt que l'addition de 2 à ⁴ % de vanad

ýliora.it les propriétés méýaniques de ceý alliages sans en affecter cor.- s1démhlement les propriétés rragnét 1ques. Le composé cr nt enarrt ₄₉ % de ter, 49 ^ý de ccbalt et 2 % de vanadium reçut le nom de "Supermendur".

C'est C'f>lui-c1 préclselTlTlent qui fait l'objet du présent mémoire ^oÙ nous 'tudierons Quesques aspects des problèmes p0sés _par la déterr.1naticr. de

l "tat structural et la défcrmaticm plastique. Après la dér ouver-t.e de White et Walil, les r-ec ner-chea sur l'additic'n de vanadh.rn se poursuivirent et en 1940, Kelsall et Nesbitt aboutirent à la fabrication d'aimants _per- nanents cnmpcrtant de 30 ^à ₅₂ % de fer, de 36 ^à 62 % de co S I t et de 6 ý 16 % de vanadiun. Ces alliages furent appelés "Vicalloys" (Nesbitt et Kelsall, 1940) et présentaients alors les caractéristiques suivantes

1Dduct1cýn rémanente 9000 "}auss, cramp caere itif ₃₀₀ Oersteds, valeur maxi-

mum ý'l produit induction-champ (B.H.) max. 106 Gauss-Oersted. ^Le traitement _tallurgique préliminaire à l'aimantation comportait les opér-a

fcns sui- vantes : recuit entre

et 1300- _C, trempe à la température ambiante ou en-dessous et enfin revenu de plusieurs heures au vcis1nage de ⁶⁰⁰⁰ C

en 1942, ^{Nesbitt a} mcrrtr-é que l'introduction ^d'un écrouissage avant le cl'autfage A 600° _{C avait pour effet de multiplier par 3 le produit (B.H.)}

max. dans le cas des alliages contenant de 12 à 16 ý de vanadium et de 48 l '57 " de coba I t.

Dlpu1a la Seconde Guerre ýndiale, les alliages Fe-Co _et Fe-Cc-V ont tait l'obJet de très nombreuses études en particulier aux Etats-Unis,

en All .... gne, en Russie, au Japon, en Prance (Grenoble, Imphy, Saint-Etienne,

Poitiers) et ý un degré moindre dans des pays corme l'Angleterre, Israll. ."

- 2 -

L'hi.to1re _{dee compo "" qui noua} inUre ... nt .. complique done tN. "ite, aussi par souci de clartý noua allone examiner succeeeivement

1. cae des alliagee binaires et ternaires.

Le premier diagranme ^d' ýqullibre complet du systýme bina ire

Pe-Co rut pub114 en 1941 par Ellis et Greiner, cee auteurs faisant la

synthýse de travaux personnels et de travaux effectué!! antýrie'.lrement _par d'autre!! chercheurs (Andrews et N1r'ý()150n 1936, ^{Rýdp;er!! et fotlddr)cU} lm) et en particulier par des Japonais (Osawa 1930, ^ýsumoto 1926" Has:-.imet()

et al. 1932). ^Il .ressort de ce diagramme qu'entre ^'J et 70 ý de ^c cbe _{l t ,} le

structure de l' all1a

^ze est cubique centré à l' ambiante (phase ^a

^u ferrUJ:) tandis qu'à hau

température (au-dessus de ý- C) elle est cubique facf;

centNe (phase _y uu e ust éni _{t.e )}

L'exlstenl"'e d'une tran!!forrnati-:m cr-cr-e- d4sordre est s Lgna Lée également eu vo

s tnage de la composition équiat:JmiqUf;

sa temýrature critique est pYaluée à 7)0° _C environ; il est montrý aU5Sý que l'état cr-donné a la structure du ^c r.Lor-ur-e de céeitrn _(type S ^{ou 120).}

Entin ^il est établi que la transition entre l'état ferromagnétique et l'é- tat paramagnétique est confondue avec la transition ^{a. -} _{y pour} les teneurs en cobalt compri!!es entre 20 et 70 %.

Un autre diagreJ'T'lTle a étý publié plus récenrnent, en 1958, par HaDaeD et Anderko

une reproduction en est pré.entée sur la figure 1.1.

ee d1agnunme prée ise ^{la s} tr-uc tur-e des alliages Fe-Co, d'une _{part pour} des teneurs en e oba I t supérieures à 70 ý et d'autre _{part pour des} températures sup4rieures

1400- C.

Les ecnsýuences de la transitiJn ordre-désordre sur les pro- pri't's physiques ont rapidement attiré l'attention des chercheurs

(Yokoyama _1956/1, Kadykova et Selisskii ₁₉₅₆ .""

la transition el1e-

mime a fait très t8t l'objet d"tudes _par diffraction des neutrons: Shull et Siegel _1948, Goman'kov et al. 1962. L'existence de structures ordonnées

Fe, ^{Co et C03 Fe a}

^{été avancée en 1953 par Yokoyama, en 1954 par}

MIle\.lDOto et al. et en 1957 ^par Vit hg, mais cette hypothèse ^n'a pas étý retenue par la suite (Velisek 19lO). ^Le pr-cbl ^ème de la recristallisation des alliages binaires Fe-Co ne fut abordé qu'au vrisinage des annýes _{1960 par} de. che""Cheurs russes : Bor-odk ina et al. 1959, ^{Selisskl1 et To Loc hko} 1962

Goldenberg et Selisskii _1963. Quant à la connaissance approfondie des mé-

canismes de la transformation ordre-désordre, il a fallu attendre ces der- niýres années pour que les premières tentatives soient faites dans ce de- maine: Yokoyama et Takezawa (1969), r-Btsuda et al. (lgrl), Clee8 et aackley

(lm), Demenet (lgl3) """ ^De m@me, la chaleur spéCifique ý bs ase températtn"e

- 3 ^-

n'a 4t4 mesýe qu'en 1973 par Kuentzler.

Parallèlement, la ronnaissance des propriýt'8 maýýtiques des s:'stèmes Fe-C0 a pr''''gressý. Outre les thý""ries dýjà citýes qui ont essaý,ý d'expliquer la fr,rte tndur-t ton à saturation, 'n peut menti0nner,

sans pýtenti,.,n exhaustive, les reo 'lerr ;'es de Shih (1934)" ^Hall (1959-60), Daniel et Schull (1961), Fer-guson (1962), ^{l' obaer-vat ton} au mlrr, accpe ýlectr0nique des domaines mamýtlques _par M:t.rcinlwwski et Pc.Lf.ak (1964),

l 'ýtucie _de 1 'anisotrl1pie map;nýtique _par des cr er-cneur-s de GrenfJble (Chambérnd et al. 1972, Villemain et C ambýrod 1972) ^{et ýgalement les} premières tentatives de spectr'scopie ýssSuer (Joýst0n et al. 1961-3, Collins et For-syt.h 1969, de

et al. 1970). ^{Enfin en} 1973, Peters et MlodowniC'k "nt mont.r-é que l'appli"ati,'n ^d''..ll1

hamp mamétlque de 19 ^KOe ýtait

apab'Le de dépl acer- la t.r-ansf'orma t îon de phase a. - y.

Si l'on _met à part les articles de Y0keyama déjà r:ltés, en peut 'onstater que les propriétés mécan tque s des a Ll Lage s Fe-Co bi- naires n'ont guère été étudiées avant 1960. La déformatiçn plastique et la fra::::llité en liaison avec l'état

'r'rrlre ont fait essentiellement

l'objet _des travaux suivants: C:len et Wiener (1959', ^{Facarv-s et Trap} (1959), ^{Mlrrln kowski et} C"essln (1964" Chen (1964), ýr(' inkewski et Fis'1er (1965), ^{ýrc Ink('wski et Larsen} (1970). ^Il faut ért,alement (iter les ýtudes de fluaLe de Hren (1962) et Hren et Sherby (1965) ^et la ^ré- rente publiration de Shený-Tl Fnný et al. (1973) ^{sur la déformati· n}

basse temýrature.

Enfin une revue des pr priétés des alliages Fe-C" aussi brève srit-elle, serait très in('cmplète si l'en _ne faisait pas mention du phýn"'mène appeLé "anomalie à basse température" _qui a pendant de nombr-euses années attiré ^l' attenti n des c'1err"eurs. Lorsqu' rn étudie la variation de r.ertaines pr-opr-Lét.é s p ysiques conme la rhaleur sýci- fique ou la résistivité en ^{fr .n} ·thn _{de la} température, »n constate ^qu' 11

existe sur les courbes une anoma.l ie au vo

s Inage de ⁵⁵⁰⁰ C (Kaya et Sato

194" Masumoto et al. 1954, ^Ynk0yama 1956, Asano et Bando 1966, Asano

et al. 1967 "." ). ^Le phénomène a fait l'objet d'un certain nombre de tra-

vaux mais 11 a fallu attendre 1969 ^{pour qu'une} interprétation. aussi

satisfaisante que simple, soit

r.-uvée _par Yokoyama et al. : les expé-

rimentati,"'ns antýrieures n'attendaient pas le temps nécesse _{tr-e pour que}

l'4tat d'ordre d"qullibre sýit atteint. ^A cat' de cela, Guillet et al.

- 4 ^-

ont pl"('ýSý en 1971 une autre interprétation bflsýe ýur la fOl'll4tion d'une structure lacunaire _{mais la} pubï tcat ion ul týrieure de C'ambérod et al. (1972) semble donner ra Lson à l' interprýtat1r'n de Yokoyama.

Bien que Le système Fe-C()-V _{ait fa}

l' \'bjet ^d'

"ertain nombre de rer "'er('hes. _la s

r-urt ur-e de (et: alliave ternaire est enr or-e cont.rv-ver-sée

Les ^o oses sont encor-e c mpliquées _par le fait qu'il _est très lent à at

s Indr-e sa phase d 'équilibre s tabl e

Lut faut en effet pour r-ela plusieurs m0is (K"ster et Sr'lmidt 1955) sI bien que les dia- ýs ^d 'intérýt courant _ser-ent ('eux _qui cor-respcndent à

équf _l Lor-e mýtastable. _{Dans (es} ccnd

Ions , l'apport _de vanadium a pour effet ^d' in-

dont la largeur aýnte très vite troduire _une zone biphasée a + y

Dans les paragraphes qui suivent. nous allons nous intéres- ser aux alliages ternaires Fe-Co-V _{et en} par-t Ir.ul Ler- au oompo ^sé

"Supermendur". Avec _son indu tion à saturation exceptionnellement élevée.

sa température de Curie éýlement élevée et la solution qu'il offrait au problème de la frafllit6, le composé

2 _% de vanadium paraissait destiné à un bel avenir; en fait trente ans après sa dérouverte. ses

appllcatiýns n'ont fait l'objet _{que de (as} particuliers; 'e pýénomène peut ýtre attrIbué d'une _{part au} (nýt relativement élevé de l'et allia;:;e et d'autre _part à une lacune dans la ýompré!Jensi0n de ses c ornpor-t.ement s

mýtallure:lque et maýétique. Il sembl e que re

à partir de 1951 que l'alliage ait connu un nouvel easrr c'est-à-dire _{après que} 'Jould _et Wenny aient réussi à prv-duf r-e des l'y les d' ',ystérésis rel-tan,rulaires.

avec la teneur en vanadium. _les phases ^a et y ayarrt la même struc:ture que dans l'alliase binaire. Le ta:)leau suivant a p.-ur- but de riter les auteurs de diagraýs d'équilibre métastab1e et de montrer, dans le cas particulier _de l'nlliafe étudié Supermendur. que les limites supérieure et inférieure de la zone ^b tp.taaée a + y sont encore _ml c. nnues.

Devant cette série de résultats différents, il r.'est pos- sible que de retenir des valeurs moyennes soit respectivement 9550 C

pour la limite supérieure et 8940 _{C pour la} limite inférieure. L'exis-

tence de la transformation erdre-désordre dans la phase a est par

contre rec-onnue _par t"us les auteurs _rS.is sa température critique Tc

n'a Jamais ýtý dýterminýe aver une extrýme pýc1sion dans tnut ce

m4mo1re. neus considèrerons que T0 se situe à 7250 C sur l'alliage

'tOO1'.

!-

f!£J7

ftT9 798

- 5 -

Limite IUý-

rieu:re de la zone a. + y

(·C)

919 952

995 9';

1000

Limite SupS- rieure de la sone

_{+ Y}

(·C)

L' hypothèse ^d'une zone biphasée ^a. ordonnée ^- a. désord:::m- née a été avancée _par r.tlrtin et Geisler (1952) ; le domine de température

de cette plage serait extr@mement étroit pour1e composé qui nous inté- resse mais irait en augmentant avec la concentration en vanadium; Joss,::

(1967) semble d'accord avec cette hypothèse en ce qui concerne un alliage du type Vicalloy c'est-à-dire à forte teneur en vanadium.

autre pc int de désaccord ccncerne la structure d'équilibre en-dessous de Tc ; cer- tains auteurs c ornme Greiner et Ellis (d'après Bozarth 1956) ^{ou Kuroda}

et Ogawa (1966) prétendent ^qu'il subsiste encore un peu de phase y ; en fait plus récemment Fielder et Davis (1970) ont montré que cette

phase apparaissait après un certain écrouissage et encore assez diffi- cilement _{; pour} notre _part

après recuit à 800° _{C et} refroidissement

lent

nous n'avons _pas observé de traces aust 4n itiques ; aussi 11 sem- ble raisonnable de penser

en accord avec Chen (1961)

et de nombreux autreF auteurs _.. que la structure obtenue dans les conditions précédentes est purement t'erri'tique. ^D'autres données concerr.e.rt les phases d'équi- libre du système Fe-Co-V ont été publiées par Fountain et Libsch (1953) _is nous ne retiendrons de cette étude _que la valeur du paramètre cris-

o

tal1in a du Supermendur : a " 2

86 _A dans la zone ferrltique.

Chen (1961):

Mlftallographie

(température croissante)

- Mlftallographie

(température décroissante) Dllatométrie

(température croissante)

- DllatorStrie

(température décroissante)

Koster et lang d'après &zorth (1956) Gre iner et Ellis d'après &zorth

(1956)

Koster et Schmidt (1955)

- 6 -

La figure 1.2 reproduit une section verticale du diagramme ternaire

Pa-Co-V Joignant le sommet V au milieu de la ligne Pa-Co

sur cette figure apparaissent les résultats de Koster et Schmidt (1955) ainsi que ceux de Chen (1961)

on peut alors constater que pour 2 ý de va- nadium les deux diagrammes sont en boý accord.

Les propriétés magnétiques des alliages Fe-Co-V et en par- ticulier celles des vicalloys ont fait l'objet d'un très bon article de mise au point par les chercheurs israéliens Or0n et al. en 1969, aussi nous ne reviendrons pas dessus. Nous y ajouterons simplement l'article de Josso (1970) traitant de lý corrélation entre la structure et les propriétés magnétiqueý ainsi que celui de Sugano et al. (1?72) sur la magnétostrir.tion du supermendur. Dans la suite, nous limiterons nos rap- pels bibliographiques ^à la phRýc ferritique de l'alliage à 2 ý de va- nadium qui nous intéresse. Pour conna1tre les propriétés des autres phases, on peut se reporter par exemple aux artir.les de Chen (1961) et de Josso (1973).

On a longtemps pensé que l'état or-donné _du supermendur (que nous désignerons souvent symboliquement par Fe-Co-2V dans la suite) était homogène contrairement

de nombreuses autres structures où l'ordre se développait ^à l'intérieur de domaines. En 1964, Stoloff et ývies

'crivaient encore

No stable domain structure is expected in the well-annealed state, since four sublattices are necessary to form the triple points required for a stable structure".

découverte des ^do- mines d'ordre dans le Fe-Co-2V est due à English (1966) et leur pre- mière observation au microscope électronique ý été rapportée par Kralý en 1968

toutefois leur géométrie assez spéciale ne nécessite pas l'e- xistence de quatre sous-réseaux comme on le croyait primitivement

nous

y

reviendrons plus loin.

Pami les autres pr0priétés du Fe-Clý-ý, on peut citer l'existence d'une anomalie de résistivité au vcisinage de 600° C (Kar- manova et al. 1965). Le problème de la recristallisation a été étudié par Davies et Stoloff (1966) tandis que celui de la recristallisation

«ombtnée avec les prc"priétés mamétiques et mécaniques a été abordé par

Týorýurr (1969) et par Sto10ff et Dilamore (1970)

ces trnis derniers auteurs ont en particulier montrý l 'existence d'un pic' de du, tllité en

ronct _{ton de la} température de recuit sur des échantillons initialement

érY'0.uls.

- 7 ^-

Ce rýsultat nous amène

parler des propriýtýs mécaniques ^du Fe-Co-2V d-rrt

sera également quest ten dans ce mémoire

pour ^l' ins- tant. nous laiss0ns de eSté les travaux effectués au laboratoire, nous en parler('ns plus loin. Avant toute (hose,

faut rappeler que le mo- dule d'Yrung et le module de cisaillement augmentent régulièrement mais assez faiblement aver l'ordre (Hrer. 1962). Les premières tenta- tives dans la connaissance des prnpriétés mécaniques s'nt dues ^à Stanley (1950), Foýýtain et Libsch (1953), C'en et Wiener (1959) et C'îen (1961)

c'est à ce dernier auteur que revient le mérite d'avoir utilisé pour la première fois la P,éc'r1e des dislccations qui venait de se développer pendant les dix années prérédentes. Mais la première étude

mplète des car-a téristiques mécaniques ^en fonction de ^l' -r-dr-e (dont on peut retenir

état variable par trempe

Fc.urrta Ir. et Libsch 1953) est

Stolùff et ravies (1964)

ces auteurs ont mcntré l'exis- tence ^d'un pic de limit.e élastique au voisinage de Tc dans le ras d'es- sais en température et d'essais après trempe ainsi que l'apparition d'une transi tinn fra::r.ile-ducti le au vo Ls ina.ze éGalement de T( dans le cas des essais après trempe. L'année suivante (1965) .Jo+ms t.

et al.

se sr-nt; pencé

de plus près sur le problème de la fragilité en f'onrt Lon de l'état ^ri' 'rd

'e initial et de la température d'essai

ils ont trouvé une transitinn fragile-ductile sur les érhant

l.on

dé sor-donné

au voi- sinage ne -100°

ainsi qu'une autre transition sur les échantillrns ordonnés au vois1naýe de 4500

les auteurs ont également relié les modes de fracture ^à l'aspect des lignes de I.l;lissement. Ensuite, Jordan et St0lnfC (1968-9) ^orrt montré que la ^Lo

de Pet,

pour la limite élas- tique et la rontrainte d'éc("ulement plastique étaient suivies par l'al- liage ^Fe-Cl'-2V aussi bien dans son état d'ordre maximum que dans son état dé sor-donné _{; par contre la}

léor-Le de Cottrell-Peter. pour- la frac- ture s'est avérée inapplicable. Les auteurs ont également déterminé les plans de ýlissement actifs pour l'état désordonné entre -lnO et -700

et pour l'état ordonné entre -130 et +3750 C. Les articles les plus récents sur la déformation sont celui de Timmins (1973) qui étudie

1

'infl uence ^(l'un pré-écrouissaf;e à haute pression sur la f'r-ar-t.ur-e et celui de Koy Lu et'.al. (1g?3) qui traite des variations du volume d'ac-

t

i vat ton et de l'enthalpie d'artjvation en f'onct.Lon de l'étFit d'l.1rdre.

A

cýté

cela,

ne faut pas oublier de sit;naler les travaux de

Boettner et al. (l96D) sur la fatigue ni ceux de Hren et Slier-by (1965)

sur le fluage.

- 8 -

pnur terminer ces rappels bibliographiques sur le Fe-Co-2Vý nous indiquerr',ns quelques unes des applir ations actuelles de cet al- liage qui se caractérise par une indurtion

saturation très forte et une perméabilité incrémentale élevée aux f'or-t ea inductions. Il trouve essentiellement ses applications dans les appareillages électriques

haute densité de flux magnétique ^(mt" teurs, transformateurs, membranes de combinés téléphoniques). Capable de travailler ^à des indu tiýns ^su- périeurs ^à 20

Gauss pour des (hemps magnétisants de l'ordre de 10 Oarstedsý il autorise des ýains de poids et de volume substantiels ^à la fois sur la matière lTIB.cmétique et sur lý fil de b0binarc;e qui le font apprécier tout particulièrement cians les ^t.er-hn Ique s aér+naut.Lque s et

aérospatiales: ^au sujet des tentatives d'applications dans ^le domaine aérospatial, on peut lire l'intéressant ar-t.I

Le de Beiler (1967).

Parallèlement ^{à (es} donnée-s biblioi7,rapý)iques (on =r-nant les alliar:es Fe-Cý et Fe-Co-V, n-us avons rassemblé dans le tableau suivant quelques faits marquants dans l'histoire des alliages ordonnés; nous entendons par fait marquant soit l'introduction d'un nouveau concept nécessaire à la comprénens tcn de l'état structural ou des propriétés physiques soit une découverte importante.

2 - L'ETtJR ENrREPRlSE

Au laboratoire, la compréhension de l'état stru(tural ^et des propriétés mécaniques ^de l'alliage Fe-Co-2V fait l'cbjet de recher- ches depuis 1965. ^Le premier sujet ^d' intérýt fut l'étude du p L« de limite élastique (Moine et al. 1967, rvbine 19(8) ensuite les ^c\,er- cheurs se sont nrientés vers la ,onnaissance de la transformation ordre- désordre d'une part et l'étude des stades ultérieurs de la déformation plastique et du problème ^{de la} fraýil

^té d'autre part. Les premières tentatives sur la r-es'taura t

on de l'ordre à partir d'un état désordonné par trempe ont fait l'objet ct' _{une publ} ication en 1968 (Grcsbras ^et a L,

puis d'une

èse de 3e cycle en 1969 (Eymer-y ⁾

elle se pr-ur su l t encor-e ave(' de nouveaux moyens d'investigation et fait l'objet d'une partie

importante ^nu présent travail. La déf rmation plastique et la fragilité ont dr'nné lieu aux thèses de 3e cycle ^0e Dfnr.ut (lgr1), amou (lgr3)

et Demenet (1g?3) ainsi qu'à plusieurs publirations

Eymery et al. (1971), P. ftbine et al. (1971)ý Eymet-y et al. (1972), Désoyer et al. (1972),

Dinhut et al. (1972). La déformation plastique est également trait'e

dana ^r-e mém,'1re.

- 9 -

Auteur

Ogawa et al. (Japon)

M:!.rc

inkowski et al.

(U.S.A.) Cottrell (Cambridge) Koehler et Seitz (USA) Dehlinger et Graf

(Stuttgart) Gorsky (Leningrad) Bragg ^et Williams

(ýnchester) :&in (U. S.A.

Concept nouveau ou découverte importante

Observation au microscope ýlectronique de do- maines antiphases

Il convient maintenant de pýciser davantage le sujet ^{de la} pýsente ^{ýtude et les} moyens utilisýs pour ^la rýaliser. Notre travail se divise en deux parties qui traitent respectivement ^{de la} connais- sance de l'ýtat structural (degrý d'ordre à longue distance. taille des domaines ordonnýs. dislocations ""

et de la détermination des pro- priýtýs ýcaniques du Fe-Co-2V; quelques comparaisons ^ont ýgalement ýtý effectuýes avec l'alliage Fe-Co ýquiatGmique. Comme nous l'avons signalý précýdemment# l'ýtude dýtaillýe de la structure ordonnée et des mýcanismes de la transf0rmation ordre-dýsordre n'a commencý que ces dernières annýes

auparavantl ^on s'ýtait surtout attaehý ^à la connaissance des propr1ýtýs physiques dans le but de rýa11ser des ap- plications 1ntýressantes. ^Ces remarques Justifient done le sujet de la première mo1tiý de notre ýtude. Quant ^à la seconde partie qui traite de la dýformat1on plastique, elle a pour but d'une _{part de} complýter ^la Mise en évidence de l'ordre à longue distance

par diffraction des rayons X

Concept de dumaine antiphase et mise en ývidence par diffraction des rayons X

Observation au mjcroscope électronique de super- dislocation s

Mise en évidence de l'effet durcissant des frontières antiphases

Concept de superdislocation

Prýdiction de l'ordre à longue distance

j ^{Théorie de}

l'crdre à longue distance

1958

19(50

Annýe

1919

1930 1928

1934

1947

1953 1923

--- --- ---

-

10

connaissance de phýnomènes déjà abordés (limite élastique. fragilité """

et d'autre _{part de} rendre compte de phénomènes nouveaux comme l'exis-

" ^"

tence de yield-points. Une de nos principales préoccupations a étý de relier constamment les résultats des deux parties. ^en particulier il nous a paru imýratif d'associer toute caractéristique mýcaniýue au degré d'ordre ^et à la taille de domaines correspondants même si l'ordre n'est pas directement responsable du phénomène décrit.

L'étude structurale a été réalisée par diffraction deSrayons X et microscopie électronique. ces deux techniques convenant bien ^{à l'é-} tude des alliages ordonnés et venant d'effectuer au cours de ces der- nières annýes des progrès importants dont nous avons pu bénéficier

en particulier le principal intér@t de la diffraction X est de fournir

à la fois le degré d'ordre à l0ngue distance et la taille des domaines ordonnýs. Nous avons adapté un ensemble de diffraction X C.G.R. à

l'étude des alliages Fe-Co; cette mise au point a été effectuée en col- laboration avec P. Grosbras. L'étude de la déformation plastique a été rýalisýe par l'intermédiaire d'essais de traction et d'observations au microscope électronique.

Le chapitre 2 de ce travail est consacré uniquement aux mé- thodes expérimentales. Nous décrirons tout d'abord l'appareil ^{de dif-} fraction X que nous avons mis ^au point en insistant sur les origina- litýs du montage et ses performances. Nous rappellerons ensuite ^de façon sommaire les résultats relatifs ^à l'observation de parois d'antiphase et de superdislocationsdans ^les alliages ordonnés. Enfin. nous donnerons quelýues indications ^{sur la} réalisation des essais de traction. des traitements thermiques et la prýparation des échantillons.

Le chapitre 3 regroupe l'ensemble ^des résultats relatifs à l'ýtude de l'état d'ordre; il se subdivise en deux parties. ^La pre- mière concerne l'état structural après trempe dans ^la gamme 600-900° C.

c'est-à-dire dans un domaine oÙ les variations d'ordre sont importantes

il sera examiný successivement ^les variations du degré d'ordre ^{à lon-}

gue distance. les variations de la taille des domaines ordonnés et

enfin la configuration des dislocations. ^La deuxième partie de ce cha-

pitre est consacrée ^{à la} restauration de l'ordre _à partir d'un état dé-

.ordonný (ou très faiblement ordonné) obtenu _par trempe à l'eau; nous

'tudierons l'ývolution du degré d'ordre et de la taille des domaines

- Il ^-

en fonction du temps de maintien à des températures comprises entre 400 et 520° C, puis nous utiliserons les résultats obtenus pour déter- miner des énergies ^de lacunes

cette deuxième partie a été réalisée en collaboration avec P. Grosbras.

Enfin, le chapitre 4, qui comprend trois parties, concerne la déformation plastique

la plupart ^des essais mécaniques réalisés sont des essais de traction ^à l'ambiante. Dans la première partie nous nous intéresserons ^{à la} limite élastique ^en étudiant successivement, comme au chapitre précédent, le cas de la trempe dans la gamme 600 ^- 900° _C, puis le cas de la restauration de l'ordre à partir d'un ^état désordonné. ^La. de ux Ième _{partie séra} consacrée entièrement ^à l'étude de décrochements

^la limite élastique que nous avons observés sur des échantillons ^à faible taille de grains. Enfin la troisième partie, consacrée à l'écoulement plastique, comportera d'une part les variations des caractéristiques mécaniques (contrainte d'écoulement, allongement, stri"tion """

en fonction de l'ordre et d'autre part l'observation par microscopie électronique des dislocations

divers stades de la défor- mation

comme précédemment il sera examiné successivement le cas de la trempe entre 600 et 900° _{C, puis} le cas de la restauration de l'or- dre. Cette troisième partie se tenninera par une discussion sur les principaux résultats mis ^en évidence.

o

... ^__

,..

Pig. 1.1 :

Le diagramme d'équilibre Fe-Co de Hansen et Anderko (1958).

'""

.

Fig. 1.2 : Section Verticale du diagramme ternaire Pe-Co-V d'aPrès K8ster et

Scanidt 1955 (traita po1nt-il:ý) et Chen

<,

1961 (traita continua).

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2.

..

Chapitre II: ^ftEl'HOIES EXPERDENl'AIBS

1. Diffraction des rayons X.

2. Micrcscopie 'lectronique.

,. Essais de traction.

4. Préparation des 'chantillona.

2

Comme nous l'avons signalé précédemmentý les techniques expéri- mentales utilisées dans cette étude sont la diffraction des rayons _X,

la microscopie électronique et la traction. Dans ce chapitre, nous allons examiner successivement chacune d'elles en insistant plus particulière- ment sur l'appareillage de diffraction X que nous avons mis au point;

nous terminerons en parlant de la préparation des échantillons et des traitements thermiques.

1. DIFFRACTION lES RAYONS X.

1.1. Diffraction dans le cas de structures ordonnées du type ¹² _o

Une surstructure du type ¹² _o (ou B2) correspond à

réseau cubique centré dont les sommets de la maille cubique élémentaire (sites ý

sont occupés par des atomes A et les centres (sites _p

par des atomes B.

Une solution ne peut ýtre parfaitement ordonnée qu'au zéro absolu; le désordre crott au fur et à mesure que la température s'élève Jusqu'à ^la température critique T _c au-delà de laquelle il est complet. On décrit ^un état d'ordre (ou de désordre) intermédiaire par un paramètre généralement noté S et appelé "paramètre d'ordre à longue distance". Nous ^en donnons

ici la définition de Bragg ^et Williams (1935).

Soit N le nombre total d'atomes A et B d'un alliage binaire A-B dont les proportions ^sont respectivement _XA ^et Xa tels que

Le réseau ccmporte Nfý sites a et N(l-fý

sites f3.

appelle ra ^la probab1l1t' pam" que l'un des sites a soit occupé par ^un atome ^A et 'b:

la valeur maximun _{de ra}

alors

qa ^- l si XA;;' t _a

XA

- - s1 XA ^, ta

ta

fonne

r

^{n(h + k + 1)} l

L.

-

q -

X

a.

s -

1ÀmS

le cas de deux sous-réseaux _a. et _{p ,} F s'exprime sous la

l

XA =

ý = _{fa. = fp =} 2' ^{ce qui entra!nl3} qa. ^{.. q} _P - _{1; la} relation qui d'finit S devient alors

ra. = 1

2' ^{(1 + S)}

L'expression gén'ra1e du facteur de structure Fest donn'e _par la formule :

où ý est l'indice des sous-réseaux, nyle nombre d'atomes _par maille du

sous-réseau ^ý _{, fV le} facteur de diffusion atomique moyen des sites du

sous-r'seau _{y ,} k le vecteur d'onde et rn le vecteur qui fixe la posi- v

tion des atomes dans le scus-réseau V ^"

s

1 quand r = _{q et} r

q ; le rnaximun d'atomes A et le maximum

a. a. ý p

d'atomes B sont respectivement sur les sites a. et sur les sites _p "

rans le cas du type ¹² stoechiométrique qui nous int'resse, on ^a

o S - 0

quand _ra. ^-= _XA et r

ý

... ý; les atomes A et les atomes B sont alors rt§partis au hasard sur tous les sites;

S prend les valeurs particu1iýres 8ýtes':

Le paramýtre S est d'fini _par la relation :

t-

(l-ra. ) fBJ f-

F-i r- ^{fA + exp.}

^{2 n1 (hx n + ky n + 1z n ý}

+=f ýý ^{rB + (l-rý ) fA exp.}

^{,- - 2 ni (ý + kyn + lZn)-\}

et dans le cas du type ^L2 , cette dernière fonnule se r4duit à : o

1.1.2. Facteur de structure.

-,

P- ra. fA ⁺ (lýra.)fB ⁺ rpfB+ ^{(l-rp) fA Jexp.}

4

(2.2) (2.1) I (hkl) ^{= n A} _Io

<P

(e ^{) ý} (hkl) D(hkl)

F

(fA + fB) pour h + k + 1 pair et F

S (fA ^- fB) pour h + _k + 1 impair

D - facteur de Debye.

Dans le cas d'un montage par réflexion avec monochromateur avant, l'intensité l (hkl) d'une raie de diffraction (hkl) a pour expression

avec n

facteur de multiplicité,

A - constante fonction de diverses grandeurs physiques relatives ^à l'alliage étudié et des caractéristiques du montage,

l _o = intensité incidente,

cp (e ) ^{= 1} + cos2 2a ^.cos2 2 e

(e est l'angle de Bragg de (1 + cos2 2a) ^sin2 e ^.cos e

l'échantillon et a celui du monochromateur); ce terme est le produit du faýteur de Lorentz par le facteur de polarisation correspondant ^à un

faisceau réfléchi deux fois sous les incidences a et e ; A la stoechioýtrie, on trouve

ce qui correspond respectivement aux réflexions fondamentales ^{et aux} réflexions de surstructure. Il apparatt ainsi que l'intensit' des raies de surstructure est proportionnelle à S 2

Dans le cas de l'alliage Fe-Co, la détermination du paramètre S peut alors

ttre théoriqùement effectuée ^à partir ^du rapport ^de l'intensité de la

raie de surstructure (100) à celle de la raie fondamentale (200) comme

l'indique la formule:

5

1.1.4. Principe --- de la mesure de la taille moyenne des domaines d'ordre.

La

dé't.er-m lna't

on de

peut t.hé or-Lquernerrt ýtre réalisée avec

autre couple de raies multiples mais dans les alliages Fe-Co, ^la raie (100) est la seule raie de sur-st.ru- ture suffisarmnent intense pour Justifier des mesures systématiques.

(2.3) D = ^0,9

P cos e

:!"f' :;\f'

'\f" :\f" ^{: ·}

fFe fCo fFe

·

RéflexioQ, ^{- Fe -} Co

_Fe ^- Co fCo

· .

corrigé:non corrigé: ^{· . ·}

· . non ·corri':' corri-

:gé gé

· ^.

· .

(100) ^: 21,26 ^. . 22,32 :-3,93:-2,62: ⁰ · ^· _{0 :17,33:} 19,70 . .

(200) 15,62 16,54 :-3,93:-2,62: 0 0

11 ,69: 13,92

Dans le cas des alliages Fe-Co, l'intensité des raies de surstructure sera certainement très faible puisque les valeurs des facteurs de diffu- sion des atomes de fer et de cobalt sont presque semblables. Il est donc impératif d'utiliser ^la radiation Ka du cobe l

dont la longueur d'onde

Cl

À -

1,7889 A, un peu supérieure ^{à la} discontinuité d'absorption ^K du fer, entra1ne des corrections dý di3persion anomale qui augmentent la diffé- rence entre les facteurs 1e diffusion des constituants. ^Les valeurs de ces facteurs et de leurs corrections de dispersion ý f =Af' +

sont récapitulées dans le tableau suivant:

1.2.1. Les difficultés de la mesure de S.

Comme l'ont montré WARREN (1969) dans le cas des alliages CýAu et CHIPMAN et WARREN (1950) dans le cas du laiton _p

l'intensité des réflexions de surstructure n'est _pas affectée par l'existence des domai- nes ordonnés; ces derniers produisent seulement un élargissement. Il est habituel d'utiliser, pour la détermination de la taille moyenne de ces domaines, la formule de SCHERRER qui relie la largeur angulaire corrigée p de la raie étudiée

la taille des petits cristaux diffractants D

1.2. Le diffractornètre utilisé.

6

Les valeurs ^de _{fFe et fCo} non corrig4es som-celles ^{de CROt£R et WAIER} (1964) ^et les valeurs des 6 f sont celles de JArt£S (1965).

Expérimentalement, ^en observe effectivement ^dps réflexions ^{de sur-} structure sur les alliagýs Fe-Co ^à l'aide de la radiation Ka ^du cobalt, mais la mise sous vide ^du trajet des rayons X améliore considérablement leur intensité. Peur ^se placer dans les meilleures conditions expérimenta- les possibles, ^il est donc nécessaire de tenir compte ^{de ce} phénomène;

toutefois, ^{dans le cas de} l'alliage ternaire Fe-Co-V, le rayonnement ^de fluo- rescence du vanadium n'est plus absorbé par l'air et augmente légèrement ^le fond continu. ^De plus, comme noUS avons choisi d'opérer ^sur des échantillons polycristallins massifs pour que 1ee résultats servent de cadre ^à l'étude des propriétés mécaniques, ^il apparut la nécessité de minimiser les effets de texture et de taille de grains ^en utilisant un porte-échantillon tournant dans son plan ^{seus vide. La} rotation apporte également ^un autre nvantage précieux, celui d'irradier ^les surfaces

lorsqu'on mesure l'intensité des deux sortes de réflexion; en effet, ^les mesures de deux raies multiples ne sont comparables que si la taille des cristaux ^et leur répartition sont parfaitement équivalentes ^{sur les} deux surfaces irradiées qui seraient diffé- rentes si l'échantillon était fixe.

L'ensemble de diffraction C.G.R. utilisé comprend tout d'abord ^un générateur Sigma 80 stabilisé ^à 0,03 % ^{puis un} tube à anticathode de cobalt dont nous utilisons la radiation Ka; ^son point de fonctionnement corres- pond ^à une puissance de 280 watts; nous avons choisi ^un tube à microfoycr linéaire ₍₅ mm x 0,1 mm) ^à cause de sa forte brillance et de sa bonne compa- tibilité avec l'emploi d'un monochromateur avant.

Le dispositif comporte ensuite ^un goniomètre horizontal ^du type

BERTHOLD sur lequel est réalisé ^un montage classique par réflexion (type

ffiAGG-.EfRNl'ANO) avec monochromateur avant. ^Le trajet des raYDtls X est sous

vide de la sortie ^du monochromateur ^à l'entrée du détecteur; le montage

utilisé ne permet qu'un balayage entre ^{15 et} 400S mais dorme accès aisément

à la réflexion de surstructure (100) située

18° _{e et} à la réflexion ^fon-

damentale (200) située ^à 38,3°e

Le monochromateur est constitué d'une

lame de quartz courbe, ^de rayon 500 mm; ses distanced focales sont de 110

et 160 _{mm; son angle} de ffiAGG qui intervient dans l'expression deep (e) est

égal à 15-32'.

7

Le porte-échantillon tournant dans son plan sous vide a été fabriqué au laboratoire et adapté

la chambre de diffraction C.G.R. dans laquelle

il se loge. Les principales difficultés de sa mise au paint résident ^dans les faibles dimensions de la crambre et la nécessité de réaliser la simul- tanéité des rotations ^de l'échantillon d'une _part dans son plan ^et d'autre part autour ^de l'axe du goniomètre; de plus, le fcnctionnement sous vide nécessite une forte rigidité de l'ensemble du montage; enfin ^la rotation de l'échantillon étant assurée _par un moteur extérieur ^à la chambre, il

convient ^d'

^bten=1r une parfa

te étanc hé i té S l'arbre d'entra tnement.

dispositif mis ^au point en tenant compte de ces impératifs techniques ^est schématisé sur la figure 2.1. La. rotatinn de l'échantillon dans son plan est assurée par l'intermédiaire de deux pignons coniques

axes perpendi- culaires; l'un porte ^{l' éc hant.f} ll on et est sc ^I idaire de l'axe du gon tc-mè-

treý l'autre relié ^à l'arbre tournant sous vide effectue l'entra1nement.

La. vitesse de rotation est de 30 tours/mn.

mouvement de rotation peut ýtre désolidarisé du moteur pour le réglage de la position de l'échantillon ou le remplacement de ce dernier.

La détection est Gffectuée par un compteur ^à scintillations fonc- tionnant au voisinage de 1310 V. La. discrimination est réglée d'une part de façon

éliminer les effets de la radiation

/2 et des autres harmoni- ques et d'autre _{part de} façon à minimiser l'effet du rayonnement de fluo- rescence du vanadium sur le fond continu. Les intensités peuvent ýtre 0btenues soit par comptage, soit sur enregistreur pctentiométrique; la figure 2.2 reproduit des enregistrements ^de raies (100) par les deux méthodes sur l'alliage Fe-Co-2V possédant le degré d'ordre maximum.

Nous avons comparé la valeur expérimentale du rappcrt I(100)/I(200) à la valeur théorique ^{de ce m@me} rapport obtenue par application de la formule (2.2); les calculs ont été effectués en prenant les valeurs des constantes phySiques nécessaires ^{dans la} littérature. En particulier. nous avonS pu constater que la correction ^de température e -M affectant ^le

facteur atomique de diffusion de cýque constituant était sensiblement

la m@me pour le fer et le cabal t conme le montre le tableau suivant

paramètre d'ordre maximum SM de réf4§rence. ^La valeur de S est alorll donnée _{par la formule}

àun 8

. .

0,929 0.933 e -M(200)

0,982

e -M(lOO)

. .

Fe

Co

---:--- ---:

Le résultat t.hér-r-Lque est le suivant: 1(100)/1(200) ^_ 4,4.l0-2.s2"

Dans le cas de l'alliage équiatomique Fe-Co ordonné au maximum (S = _1),

hé -2

le rapport torique est égal ^à 4,4.10 alors qu'expérimentalement, on trouve 3,7.10-2 en utilisant des échantillons polis électrolytiquement et possédant une taille de grains de l'orjre _{de 70} r ^m. Cette comparaison permet de situer les possibilités de la manipulation vis à vis de la théo- rie. Il est certain que l'intensité enregistrée de la raie fondamentale

(200) est affectée par l'extinction mais ce phénomène ne peut expliquer l'écart entre la théorie et l'expérience car son effet conduit ^à fa ire augmenter le rapport I(100)/I(200) expérimental par rapport ^{à sa} valeur théorique. Par contre, l'état de surface peut 8tre responsable de la di- minution de l'intensité de la raie (100) située ^à 18°e; la taille des grains peut être également mise en cause. ^La mesure du paramètre S à l'.aide de la formule (2.2) demanderait une connaissane-e très précise du facteur de Debye, des corrections d'extinction ^{et de} dispersion ainsi qu'un état de surface qui se rapproche le plus possible du cristal idéalement

imparfait. La mesure du facteur de Debye nécessite l'enregistrement de plusieurs raies (WARREN 1969), ce qui n'est pas réalisable sur notre gonf.omèt.r-e dont la gamme ^de valeurs ^de e ^ne s

étend que de 15 ^à 40° e

lorsqu'on fonctionne sous vide; de plus, même lorsque la mesure est pos- sible" les rSsultats sent entacnés de fortes incertitudes comme ^l'a mon- tré CALVAYRAC (1972) sur l'alliage _Ni3Fe. A la rigueur, ^on pourrait se contenter de la valeur théorique ^{de la} correction de température, mais

il demeurerait toujours de fortes incertitudes ^Stý les corrections

d'extinction et de dispersion. Pour ^ces raisons, nous n'avons effectué

que des mesures relatives ^en comparaný ^{le rapport} :(100)/1(200) ^de

l'état d'ordre inconnu S au rapport l_I(100)/I(2oo)JM cor-reapondant

9

---r

1/2

2 1/21

b)

r

L(B ^- b) (If ^-

ý =

2. MICROSCOPIE ELEarRONIQUE.

En ce qui concerne l'évaluation ^{de la} taille moyenne des domaines ordonnés D, nous aW>l1S utilisé la formule (2.3) et tenu compte de la correction de lýrgeur instrumentale selon la formule de Taylor

2.1. Diffraction électronique.

Son application ^au cours d'une cinétique de mise en ordre suppose que le facteur de Debye ^ne dépende pas de S, ce qui est une approximation réali- sée de façon courante (WARREN 1969). Dans le cas de l'alliage Fe-Co

équiatomique, ^on a SM ^{ý 1.} Dans le cas de l'alliage Fe-Co-2V, la valeur de SM est inférieure à l à cause de la présence de vanadium; en accord avec STOLOFF et DAVIES (1964), nous avons pris _SM = _0,92. La valeur théo- rique du rapport I(100)/I(200) pour ^cet alliage est alors 3,7.10-2 alors

-2

que la valeur expérimentale du mýme rapport est 3,1.10

1 écart entre la théorie et l'expérience est le mýe pour les deux alliages, ce qui justifie l'utilisation du mýme processus pour l'alliage ternaire que pour l'alliage binaire.

Comme dans le cas de la diffraction des rayons X, l'existence d'ordre à longue distance dans un alliage se manifdste dans les diagram- mes de diffraction électronique par la présence des réflexions supplémeý- taires. Dans le cadre de la théorie ciném3tique, les facteurs de structure pour les deux types ^de réflexions ont une expressicn analogue à celle du où _ý = largeur angulaire de la raie (100), ^B = _{largeur de la} raie mesurée à mi-hauteur en degrés 2 e et b

largeur instrumentale. ^La détermination

a été effectuée en utilisant la raie (100) seulement, ce qui est suffisant

car, conrne l'ont montré ROTHMAN et al. (1968), le ré sul tat ne dépend pas

de la réflexion choisie dans le cas des surstructures ^B2 (contrairement

à ce qui se passe dans les alliages or-cuivre).

10

paragraphe 1.1.2 avec ^les facteurs de diffusion atomique correspondant aux électrons; on doit donc s'attendre à n'observer que des réflexions de surstructure faibles. En fait, la théorie dynamique ^à faisceaux mul- tiples indique ^au contraire que le maximum d'intensité ^{d' une} réflexion supplémentaire en positicn ^de Bragg exacte peut @tre aussi intense que celui d'une réflexion principale en position de Bragg. Elle montre éga- lement que les taches supplémentaires doivent être très ^fines; elles ont en effet une grande distance d'extinction

ce qui conduit ^à une décrcis- sance rapide de l'intensité de part et d'autre de la position de Bragg exacte. Expérimentalement, on trouve en effet que les réflexi'-ns supplé- mentaires ne sont relatjvement intenses qu'au voisinage de la pOsition de Bragg. ^La finesse des réflex.l.ons supplémentaires dans notre alliage est un avantage pour obtenir ^{de bons} contrastes de parois d'antiphase puisque l'informati-n ^utile est o oncerrtr-ée au voisinage irmnédiat de la

position de Bragg exacte. Toutefois, si le maximum d'intensité des ^ré- flexions d'ordre est certainement plus fort que le prévoit la thécrle ci- nématique, 11 n'est sûrement pas aussi fort que le prévoit la théorie dynamique ^à faiýceaux multiples; celle-ci n'est rigoureusement valable que dans le cas d' un cristal infini monodomaine et en pratique deux ^{phé nc-} mènes peuvent intervenir pour modifier ces résultats: plus les domaines sont petits, moins ^les taches sont ^f'Ine s et, ^à taille de domaines égale, l'intensité est moins forte lorsqu'il _{Y a} super-pos

tion de pl.ue teur-s

d0maines dans l'échantillon. Nous avons effectivement remarqué ^au cours de nos observations que les tacnes de surstructure ne sont intenses qu'au bord de l'échantillon et qu'elles disparaissent lorsqu'on se déplace vers l'intérieur de la lame; ce phénomène est une source d'erreur car on pour- rait en déduire

tort que l'aýliage est désordonné.

La figure 2.3 montre ^un diagrarmne de diffraction pris sur l'alliage Fe-Co-2V dans le cas d'un degré d'ordre ^à longue distance de 0,7 ^et d'une

"

taille de domaines ordonnés de 3500 A; l'orientation du grain est ici

ý ,

voisine de L100; ^{et les} taches de surstructure apparaissent nettement.

/

2.2. Observation des parois d'antiphase.

2.2.1. Définition.

Les parois ^d' antiphase peuvent avoir ^\me origine thermique ou

11

une origine ýcaniQue; ^le premier cas correspond

la frontière qui sépare deux domaines d'ordre Qui ^sont arrivés en contact après avoir grossi

indépendamment. le secýnd cas est dý au glissement d'une dislocation simple dans un alliage totalement ou partiellement ordonné. Une paroi d'antiphase doit donc @tre regardée comme un défaut d'empilement de la surstructure. On la caractérise généralement _par un vecteur r qui corres- pond au vecteur dont il faudrait déplacer un domaine pour l'amener en phase avec l'autre. Dans la surstructure _ý les vecteurs d'antiphase

l /

) é '

sont du type 2 ^\111

^{On convient g neralement de diviser les parois} d'antiphase en deux catégories: celles dont le vecteur r est dans le plan de la paroi (1ère espèce) et celles dont le vecteur r n'est _pas dans le plan de la paroi (2ème espèce); les parois d'antiphase dans les plans

(110) appartiennent à la première catégorie et les parois dans les plans (111) à la deuxième qui est la plus favorable énergétiquement.

Le déphasage ^a introduit par une paroi d'antiphase de vecteur r

dans une réflexton g est

a ^... 2

s-

On vérifie facilement que les déphasages produits par les différents

vecteurs r possibles dans les différentes réflexions supplémentaires (100).

(111). (210) """ sont toujours des multiples impairs de +

et ne s'an- nulent jamais contrairement

ce qui se passe dans ^les surstructures.Ll2"

Il s'ensuit que le faisceau diffracté est en oppositicn de phase après la traversée de la paroi ^(d'Où l'origine du mot "antiphase") et Que toutes les parois sont visibles quelle que soit la réflexion de surstructure considérée. On vérifie également que le déphasage est nul pour toutes les réflexicns principales. ce qui implique que les parois sont invisibles dans les champs sombres principaux.

2.2.3. Théorie dynamique --- ^à deux faisceaux.

Ce sent FISHER et MARCINKOWSKI (1961) qui ýalculèrent les premiers.

dans le cadre de la théorie ^à deux faisceaux. les profils des franges

d'interférence sur les parais d'antiphase ^en fonction de l'écart à la

position _{de Bragg.} de la réflexion supplémentaire utilisée et de l"pais-

o

12

2.2.4. Théorie --- dynamique ^à n faisceaux.

11500

pour la

f'Lex ^Lc-n _g = _{(100) de} l'alliage

ý,

Nbre de · _· . _.

.

faisceaux

4 6 8 10 20

"

<,

2

·

:Alliage'ý

· ·

:

0,880;"rn:

· 0,462

m 0,436!'.l m: 0,422

^m: 0,42l;'.m

Ni3Mn ^0, 539

^{m ·}

. ·

0,699ý\ ^{m 0,660i\rn: 0,647,\: m: 0,637(\·m}

NýFe ^1,33 f"m' 0, 799 fý m:

" :

" ·

I

REYNAUD (1972) et COULOMB ^et REYNAUD (1970) expliquent ainsi

l'observation de parois antiphases dans les alliages ordonnés dont les cons- tituants ont des facteurs ^de diffusion atomique voisins grýce ^à l'interac- tion forte de plusieurs faisceaux. L'alliage étudié a la mýme particularité d'extinctic!n des réflexi-ns supplémentaires t

e

citons, ^à titre d'exemple et dans le cas d'une tension accélératrice ^de

observer des imaýes de parois antiphases car l'épaisseur maximale permise par la pénétration des électrons dans les échantillons risque d'ýtre insuffisante. En fait, il est quand mýme possible d'observer des parois dans les alliages Fe-Cc; ce résultat ne peut ýtre interprété qu'en fai- sant appel ^{à la} théorie dJýmique ^à n faisceaux.

Cette théorie montre essentiellement que les interactions élec- troniques diminuent considérablement la distance d'extinction des réfle- xions supplémentaires. A l'heure actuelle, les calculs n'ont été effectués, à notre connaissance, que dans le cas des structures _L12" ^Le tableau ^sui- vant extrait de la thèse de REYNAUD (1972) indique la valeur de la dis- tance d'extinction t

lorsque la réflexion (100) est en position de Bragg

e

exacte, en fonction du nombre de faisceaux dans ^le cas des alliages Ni3Mn et Ni3Fe et d'une tension accélératrice de 100 kV

100 kV, la valeur t =

e

équiatomique Fe-Co. Ces considératicns ne sont pas encourageantes pour réflexions principales. Dans le cas des alliages du type L2

la distance

o

est également très élevée;

seur de l'échantillon; les résultatý obtenus dans le cas de surstructure

L12 montrent que le ncmbre de franges observables est beaucoup plus faible

que dans le cas d'un défaut d'empilement, car la distance d'extinction

des réflexions supplémentaires est beaucoup plus élevée que celle des

13

2 s1n2 e

( c os e ⁺ ___;;ý__;;-)

1-

2 n f(llkl)

Ce sont KOELER ^et SEITZ (1947) qui, les premiers, ont montré qu'une dislocation créait une paroi d'antiphase dane un alliage ordonné et n'était qu'une dislncati:-n imparfaite de la surstruC!ture. Comme on l'a

au cha- pitre précédent, ^{ils ont} également introduit le ccncept de superdis10cation, c'est-à-dire de paires de disloC!ations de ^ýme vecteur de Burgers reliées par une paroi d'antipr-.ase de telle façon qu'au ^l:C:UI'S d'un glissement dans le plan de la paroi, la dislocation de queue efface la faute créée par la dislocation de týte.

Dans le cas des alliages ordonnés du type

^les deux dislocations

l

composantes ont des vecteurs de Burgers du type 2 ^<: Ill?

^La distance ^{d' é-} quilibre r est celle qui minimise l'énergie de la configuration formée par

e

les deux dislocati0ns de ^même signe et la pa·roi qui les sépar-e : elle est donnée dans le (as de dislocations de caractère mixte par la formule bien que n'appartenant pas au

type de surstruct ure; on peut penser que la distance d'extinction est alors ramenée au marne ordre de grandeur que l'épaisseur des lames observées, ce qui expliquerait qu'on observe des parcis sans frange.

avec

module de c.isa111ement,

b - vecteur de Burgers de chaque composante,

ý - coefficient de Poisson,

e - angle entre la ligne de dislocation et le vecteur de Burgers,

!crJd)- ^{énergie de la parvI dans le plan} (hId).

Les résultats des étudSde contraste sur les dislocations simples s'appliquent à chaque composante des superdislocations; toutefois, la principale source d'erreur provient ^{de la} confusion posslble entre une 2.3. Observation des @UpE:rdislccatlons.

2.3.2. Contraste des superdislocations --- ^en microscopie électronique.