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Etude de la mise en ordre de l'alliage pt-co equiatomique par microscopie electronique
ETUDE
DE LA MISE EN ORDRE DE L’ALLIAGE Pt-Co EQUIATOMIQUE MICROSCOPIE ELECTRONIQUE* J. M. PENISSON,t
A.
PAR
et PH. EURINt
BOURRETt
On montre par des observations au microscope electronique que l’ordre se developpe dans l’alliage Pt-Co Qquiatomique par un processus de nucleation et croissanoe de germes ordonnes coherent6 avec la matrice. Des traitements thermiques isochrones conduisent a un assemblage tridimensionnel de domsines dans lequel une des trois directions d’ordre est preponderante: il n’y a pas dans ce cas formation de micromacles. Au contraire un traitement a haute temperature donne une structure de micromacles. AN
ELECTRON
MICROSCOPY
STUDY OF THE ORDER DISORDER EQUIATOMIC Pt-Co ALLOY
PROCESS
IN
THE
An electron microscopy study shows that order in the equiatomic Pt-Co alloy proceeds by means of nucleation and growth of ordered particles which are coherent with the matrix. Isochronous thermal treatments lead to a three dimensioned array of domains in which one of the three possible ordering directions is favoured; there is no miorotwinning. On the contrary, a treatment at a temperature just below the critical tempertaure leads to a microtwinned structure. The residual contrast of the antiphase boundaries is analysed and it is shown that the boundary is constituted by a narrow zone in which t’he atoms are closer than in the ordered state. EINE ELEKTRONENMIKROSKOPISCHEN UNORDNUNGS-VORGANGEN IN EINER
UNTERSUCHUNG ST6CHIOMETRISCHEN
VON ORDNUNGSPt-Co-LEGIERUNG
Eine elektronenmikroskopische Untersuchung der Ordnungsvorgange in einer Pt-Co-Legierung mit gleiohen Anteilen Pt und Co zeigt, da9 sich die Ordnung durch Keimbildung und Wachstum geordneter, in der Matrix koharenter Teilchen einstellt. Isochrone thermische Behandlungen ftihren eu dreidimensionalen Anordnungen von Domiinen, in denen jeweils eine der drei mogliohen Ordnungsrichtungen begiinstigt ist; die Entstehung von Mikroswillingen wurde nicht beobachtet. Im Gegensats dazu ftihrt eine Warmebehandlung dicht unterhalb der kritischen Temperatur zu einer Struktur, die Mikrozwillinge enthalt. Der Kontrast von Antiphasengrenzen wird analysiert und es wird gezeigt, da9 die Antiphasengrense aus einer schmalen Zone besteht, in der die Atome dichter gepackt sind als im geordneten Zustand.
cristaux orient&
1. INTRODUCTION
L’alliage
Pt-Co
Bquiatomique
etudes
par diverses
nombreuses
a fait
I’objet
methodes:
X(1*2) mesures magn&iques,(3~4) microscopic B emission
tronique.(8)
Cette derniere methode permet d’etudier
l’etat
desordonne
d’ions,(ss7)
rayons
obtenu
par
microscopic
trempe
Le monocristal
Blec-
derivee lingot
de l’alliage,
EXPERIMENTALES
utilise eat &bore
de la methode
mm
d’epaisseur
sont
dans
des plans
(001).
ments
thermiques.
don&es
alliage
susceptible
temperature
de s’ordonner
critique
donne
la structure
3,772
Atg) alors
de 825°C. eat c.f.c
que
structure quadratique b celle de Au Cu I; structure metres
sont
de plans
l’etat
en dessous
d’une
d’hydrogene
desor-
tillon
avec
un parametre
ordonne
presente
de
trempe
une
le reseau reciproque sur la Fig.
1 (b):
(100)
contenant
eat
perpendiculaire
B l’empilement:
de cet axe X,
Y ou 2.
on
Le
VOL.
19,
permet
cylindriques
3000°C
par
seconde.
l’echantillon
eat l’etat
La
-20”C.(10)
productible,
Z
reference satisfaisant
1971
eat abaissee
Avant
la
a 950°C.
d’obtenir
un
Le &at
lea mesures
de 5 mm de diametre
la
vitesse de trempe entre 950°C et 100°C eat environ de
la
NOVEMBER
d&or-
de l’echan-
la temperature.
ainsi que le montrent
note
t Service de Physique du Solide et de Resonance Magnetique, Cen-Grenoble, Cedex No. 85, 3%Grenoble, Care, France. METALLURGICA,
B 1 100°C
Par convention
* Received May 7, 1970; revised January 11, 1971.
ACTA
la temperature
des Bprouvettes
des
designe l’axe c perpendiculaire au plan de la lame mince car lea Bchantillons observes sont des mono-
sont
magnetique. (lo) La trempe eat obtenue B l’aide d’un jet d’hydrogene sous forte pression. Sur
atomes Pt’ ou Co. L’axe c de la structure quadratique direction
Blectroerosion
Lea plaquettes
d’anisotropie
alter&
uniquement
par
d’un
de 0,2 iL 0,3
destine iL Bviter l’oxydation
plus desordonne
lea para-
e = 3,702 A.
eat form6 par un empilement
decouples
et & homogeneiser
traitement
de cette
& partir
Des plequettes
par chauffage B 1 100°C sous un leger courant
Dana l’etat
a = b = 3,803 A,
de type
eat un
de type LI, [Fig. 1 (a)] analogue
eat represent6
cristal ordonne
Bquiatomique
par une methode
de Bridgman
coule sous vide.
puis de suivre sa mise en ordre au tours des traiteLe Pt-Co
En dessous de 500°C I’alliage
2. TECHNIQUES
optique,‘5)
microscopic
(001).
ordonne eat magnetique.
de
trempe
temperature La
trempe
represente
un
finale
de
&ant
re-
&at
de
pout toutes lea plaquettes.
Trois types de traitements thermiques sont effectues sur lea plaquettes desordonnees: (i) Des traitements isochrones par paliers de 50”, + hr. Une plaquette subit une aerie de paliers depuis 200°C jusqu’b 1195
la temperature
T d&i&e,
a Is fin du
1196
ACTA
METALLURGICA,
19,
VOL. technique
1971
de recuit in situ a l’avantage
de suivre l’evolution
de permettre
de I’ordre sur une m&me plage de
l’echantillon. (iii) Un refroidissement une temperature
lent de l’echantillon
depuis
superieure b la temperature
3. RESULTATS
critique.
EXPERIMENTAUX
3.1 Etat trempC L’observation 950°C
d’un Bchantillon trempe
montre
qu’un
n’est pas obtenu.
&at
parfaitement
Sur le diagramme
a partir de desordonne
de diffraction
apparaissent de faibles taches de surstructure d’indices 100, 010 et 110 [Fig. 2(a)]. du
diagramme
car&;
forment
Les taches fondamentales un
ritseau rigoureusement
aucune tache pouvant
quadratique
n’est visible.
sont rigoureusement
appartenir
a une phase
Les taches de surstructure
placees aux points d’indices
010 et 110 du reseau fondamental. taches de surstructure
100,
Les trois types de
correspondent
b trois types de
germes ordonnes dont les axes c sont diriges selon X, Y et 2 c’est-a-dire
paralleles aux axes cubiques de la
matrice desordonnee. elles permettent
Malgre leur tres faible intensite
d’utiliser
la technique
du fond noir
pour obtenir une image des differents types de germes. On constate moyenne
(b) FIG. l.(a) Structure LI,: 0, atomes de Pt; 0, atomes de Co. (b) RBseau rkproque de la structure LI,: 0, taches fondamentales; 0, taches de surstructure.
traitement
on effectue une trempe a l’hydrogene.
nouvelle plaquette
Une
desordonnee subit les memes paliers
depuis 200°C mais jusqu’b On a ainsi explore
la temperature
avec 12 Bchantillons
T + 50°C.
la gamme de
temperature allant de 200’ a 750%. Les plaquettes trait&es sont amincies mecaniquement jusqu’a une epaisseur
de 70-80
un
d’acide
bain
souhaitable
pour
transmission.
,u, puis Blectrolytiquement chlorhydrique la
jusqu’a
microscopic
dans
l’epaisseur
Blectronique
par
Les Bchantillons amincis sont observes
dans un microscope
Philips EM 200 sous une tension
de 100 kV. (ii) Les memes traitements
chauffant. maintenir
par paliers isochrones
microfuite
B l’aide d’un Porte-echantillon
11 est necessaire pour Bviter l’oxydation de autour de l’echantillon une pression par-
tielle de quelques
10v4 torr d’hydrogene
situee au voisinage
A [Fig. 2(b)].
immediat
grace a une de l’echan-
Une serie de trois
fonds noirs sur la meme plage de l’echantillon chacune des trois taches de surstructure les germes sont Bgalement repartis trois orientations ces possibilites
que
par rapport
aux
possibles de l’axe c. Dans chacune de
ont une forme quasi-spherique. est estime a quelques l’echantillon.
utilisant
montre
les germes sont repartis au hasard et Le volume
ordonne
pour cent du volume
total de
Le fond clair ne laisse apparaitre
contraste lie a une deformation
aucun
de la matrice [Fig. 2 (c)l.
3.2 Recuits isochrones Au tours des premiers paliers, depuis 300°C jusqu’a 550°C aucune transformation ne se produit; n’evoluent identique
decelable au microscope
les germes ont toujours
peu p&s spherique,
de 50” mais d’une duree de 15’ sont realist% sur des Bchantillons desordonnes et amincis, a l’interieur meme du microscope,
ainsi que les germes ont une dimension
de 2040
pas;
leur nombre
une forme a
et leurs dimensions
le diagramme
de diffraction
a celui de l’etat trempe;
c’est-a-dire
reste que la
phase ordonnee n’est pas quadratique. Par contre, deviennent
vers 600-65O”C,
quadratiques,
tout
les germes ordonnes en restant
coherents
avec la matrice, c’est-a-dire que les axes principaux de la phase ordonnee ne subissent pas de rotation. En effet,
chacune
des taches
de diffraction
se trouve
tillon. A la tin du recuit il suffit de couper brusquement le courant de chauffage du four pour obtenir une
allongee vers les positions qui correspondent a des zones ordonnees dont lex axes c sont paralleles a l’une
trempe analogue a celle obtenue a l’etat massif.
des directions
Cette
X> Y ou Z de la matrice desordonnee
PESISSON
et al.:
LA
MISE
EN
ORDRE
DE
L’ALLIAGE
1197
F’t-Co
2(c) FIG. 2. Lame de Pt-Co (001) trempk: (a) diffraction = on distingue de foibles taches de surstructure; (b) fond noir sur la tache de surstructurc 100 = dcs germcs ordonn6s de 20-4OA sent clairement visibles; (c) fond clair g = 200: aucun contra&e de contrainte n’est visible.
dues B la presence de contraintes leur contra&e
quasi p&iodiques;
obbit aux r&gles d’extinction
locations. En mkme temps que la transformation quadratique spatiale
des germes se poursuit
Bvolue.
tions
align&
cristallographiques.
cubique +
leur repartition
Lea images en fond
qu’ils sont maintenant
des dis-
noir montrent
selon certaines
Ainai les germes
direcd’axe
c
parallkle & X et b Y sont align& selon les directions [llO]
et [ilO]
[Figs. 6(a)-(c)]
ceux
dont
parallele B 2 sont align& en projection [OlO] [Figs. 6(a)-(c)],
montrant
la lame dans les directions
[loll,
Au tours du palier suivant,
l’axe
c est
selon [loo]
et
qu’ils s’alignent dans [iOl] et [Oil],
[Oil].
B 7OO”C, les domaines
ordonrks croissent aux dkpens de la phase d&ordonnke (Fig. 3). En devenant quadratiques
les germes passent
de la forme sphkique
initiale B une forme de disque,
l’axe du disque &ant
parallele
ordonnks, ainsi que l’illustrent (Fig, 4).
B l’axe c des germes les images en fond noir
Cette forme de disque provoque
ment des taches de surstructure sur le diagramme
de diffraction
un allonge-
100 et 010 t&s visible (Fig. 3).
Simultank
qui disparait
[Figs. 6(d)-(f)].
Les germes d’axes
c
paralkles qui se sont align& au stade pr&.+dent coalescent pour former une lamelle compktement ordonnbe g l’inttkieur de laquelle existent de nombreuses antiphases
formees
par la rencontre
d’axes c parallkles mais d&al& diagramme
de diffraction
parois
de deux germes
d’une demi-maille.
Le
prksente des allongements
ment, sur les images en fond clair et celles en fond noir sur les taches fondamentales, apparaissent des
marques des taches fondamentales 200 et 020 dans lea directions [200] [220] et [220] [Fig. 7(a)]; les allonge-
r&eaux de stries qui peuvent se dkomposer en pluaieurs familles de directions [200], [020], [220] et
ments dans les directions [220] et [220] qui n’existaient
(2201 (Fig. 5). De tels systkmes de stries ont dej& 6th observ& Au Cu I(ll) et Ni,V(lz’.
sur
D’aprks Tanner (13) elles sont
pas & 650°C indiquent que de leg&es rotations plans (200) et (020) commencent L se produire. A 750°C le contra&e que Les contraintes
de stries disparait,
sont relachhes.
des
indiquant
ACTA
1198
METALLURGICA,
c x
0
u
x
VOL.
19,
1971
(Fig. 7(b)] est forme par celui de la phase ordonnee la plus reprkntee qui joue le r6le de matrice suf lequel vient se superposer celui des lamelles du 2” type en respectant lea relations de macle. Les allongements des taches fondamentales 260 et 020 observees au stade precedent et qui indiquaient des deformations dans la matrice tendent maintenant a se resoudre en deux points distincts; la rotation des plans de type (200) a alors sa valeur d’equilibre. Si L cette temperature de 750°C on effectue un traitement isotherme les lamelles ordonnees voient leur taille diminuer (certaines disparaissant meme completement) au profit de la “matrice” ordonnee: de grandea plages monodomaines sont ainsi form&es dans lesquelles seules subsistent des parois antiphases [Fig. 6(j)].
L’eehantillon eat chaufft5au-dessus de la temperature critique puis refroidi lentement au passage de celle-ci. La structure observbe est caracttSr&e par l’existence de bandes d’une largeur de 1 p environ, deja Btudiee par microsoopie optique.c6) Ces bandes sont ellesm&mea constituees par une succession de domaines ordonnes formant une structure micromaclee, dont les axes c sont disposes selon les trois sequences X-Y, X-Z ou Y-Z, chacune des bandes ne contient qu’une sequence [Fig. 8(a)]. Le raccordement entre deux bandes adjacentes eat ma1 defini. Par contre it l’interieur d’une bande les domaines sont accoles selon des plans de type (110) ainsi que le montrent les cliches de diffraction [Figs. 8(b) et (c)] et l’analyse des traces de ees plans sur les surfaces de I’Bchantillon, 4. DISCUSSION
3(b) Fm. 3. Diagramme de diffmetion d’une lame de Pt-Co (001) recuite jusqu’8 650°C. Chaeuue des taehes de surstructure est allong6e drtns une direction perpendiculaire au plan des disques ordonnk.. Le scMma indique la position des taohes fondamentales dues B la matrice dbordonnke (C) et celles dues respectivement EUX germes ordonnbs wee. (0) l’axe c paraWe ta X; (a) raxe c prtrall~le A Y; ( x ) 1’8x0 c paraIl&le it 2. Dam ee schbma, on suppose que les axes X, Y et Z des matrices dbsordonnbe et ordonnee restent parall&les.
Un des trois types d’ordre est nettement plus represent& que les deux au&es [Figs. 6(g)-(i)]. Dana lea Bchantillons massifs le type predominant peut etre X, Y ou 2 alors que lea traitements en lame mince in situ conduisent toujours & une predominance de X ou Y seulement, le type 2 ayant toujours, dans ce cas-la, tendance a disparaltre. La coherence entre deux lamelles ordonnees d’axes c perpendiculaires n’existe plus que dans les plans de type (110); deux lamelles adjacentes sont en relation de macle, le plan de macle &ant de type (110). Le diagramme de diffraction
4.1 Etat trenapd Apres la trempe depuis T > Te il subsiste un certain degre d’ordre non nul ainsi qu’en attestent Ie cliche de diffraction ou de faibles taches de surstructure apparaissent aux points d’indice 100, 010 et 110 et lcs images en fond noir sur ces taehes, n~ontrant une structure en germes. Aucune variation de maille n’etant decelable par diffraction, la phase ordonnee presente n’est pas quadratique et a done sensiblement la m&me structure que la phase desordonnee; ceci eat confirm6 par l’absence de contraste de deformation en fond clair. La presence apres la trempe de cet ordre peut avoir deux origines diffkrentes: (a) La trempe n’est pas assez rapide, des rearrangements d’atomes ont lieu produisant un ordre partiel dans certaines zones du cristal. (b) Au-dessus de T, il existe un ordre & courte distance que la trempe maintient en un &at metastable.
PENISSON
et al.:
LA
MISE
EN
ORDRE
DE
L’ALLIAGE
Pt-Co
4(c) (a) fond FIG. 4. Lame de Pt-Co recuite jusqu’8. f35OT: noir SW la teche de surstruoture 100; (b) fond noir SUP la taohe de surstructure 010; (c) fond noir SW la tache de surstructure 110. Les zones ordonnbes ont la forme de disques aplatis dans les plans de type (loo), l’axe c est perpendiculaire au plan des disques.
-croissance
des germes quadratiques;
-apparition -diffusion
des parois de macles de transformation; des parois de macles.
La quadraticitt est dkcelable
apparait
entre 600 et 650°C.
sur les cliches
de diffraction
Elle
et par
4(b) Cette ambiguitb En
effet,
est actuellement
les taches
V&at trempe occupent 1’6tat ordonnb les taches ment
existant
les mGmes positions
contrairement
& certains
que Ni4Mo,(14) AusMn et Au&~.(~~) existant
difficile & lever.
de surstructure
correspondant
& l’ordre
dans
que dans
alliages tels
Dans ces alliages & courte distance
au-dessus de T, n’ont pas le m&me emplace-
que
les taches des
de
surstructure
ordonn&
Seules
observations
mettraient
de donner une confirmation
de
l’alliage
B T > T,
per-
& l’une ou B
l’autre de ces deux hypothkses. 4.2 Remits isochrones Au tours
des recuits
isochrones
&apes suivantes: -apparition de la quadraticitk;
on distingue
les
FIG. 5. Eohantillon de Pt-Co recuit jusqu’8. 650°C; fond noir SW la tache fondamentale 200. Le systkne de skies dues aux contraintes Blastiques est t&s visible. La famille de skies perpendiculaires B i est nettement plus intense que les autres.
1200
ACTA
METALLURGICA,
VOL.
19,
1971
FIGI. 6, Echsntillon de Pt40 recuit juuqu’it 6OO”Cen ma&f microscope. Les gormosordorm0s deo 3 types s’alignent puis A la An du traitement les domaines de type 2 diaparaissent. t = 15 mm, $= 010, (c) T = 65O”C, t = 15 mm,~= il0. t = 15mm~= 010. (f) T = 700”C,t = 15mm,F= 110. t = 15 mm,-j = 010. (i) T = 750cC, t = 15 mm,7
100
110
puis it partir de 650°C en kne mince it I’int&ieru du gronsiawnt pour dormer de* lamellw mnkiantiphases. (a) T = 650cC, t = 15 mm T= 100. (b) 1’ = tiSO”C, (dj T = 7OO”C, t = 15 mm, T= 100. (e) !Z’ = 700°C. (g) T = 750”C,t 2. 15mm,F= 100. (h) T = 750°C = 110, (j) T = 75O”C, t = 30 mm, T’= 010,
‘\i/”
1TO
ACTA
1202
METALLURGICA,
l’observation de skies dans les images. Son apparition est lice a une leg&e augmentation de la taille des germes ou de leur degre d’ordre interne. Cette transformation entraine le changement de forme des germes qui passent dune forme a peu p&s spherique a une forme plus aplatie de disques paralleles aux plans (100) de la phase desordonnee. La forme de disque est celle qui minimise l’energie Blastique ainsi que l’a montre Nabarro. (16) La phase Pt-Co desordonnee Btant fortement anisotrope A=
2ct4 Cl1 -
(15) =
2,OS
Cl2
les disques apparaissent dans les plans de type ( 100).(18)
VOL.
19,
1971
Simultanement des rang4es de disques ayant le meme axe c se forment selon les directions (110). L’ecartement entre ces rangees est relativement constant conduisant ainsi b une repartition periodique spatiale (complexe car tridimensionnelle) dont la ptkiode est de l’ordre de 100 A; cette valeur est reproductible, elle est observee aussi bien apres recuit en massif qu’en lame mince. Ce systeme periodique de contrainte doit rendre l’energie libre du cristal minimum. La croissance des germes quudratiques s’efiectue de 650 a 750°C. Dens chacune des rangees observees precedemment les germes d’axes c paralleles se rejoignent pour former une lamelle en c&ant Bventuellement des parois antiphases. La phase desordonnee semble presente jusque vers 600°C; en effet le diagramme de diffraction a ce stade indique qu’aucune rotation ne s’est encore produite, de plus le diagramme fondamental est carre indiquant la presence de phase cubique c’est-a-dire ayant la mt3me structure que la phase desordonnee. Tant que la phase desordonnee est presente les axes des domaines ordonnes sont paralleles a ceux de la phase desordonnee et les contraintes internes subsistent. Les lamelles ordonnQs ainsi formees sont “multiantiphases”. A cette &ape les trois directions d’ordre possible sont represent&s de man&e sensiblement Bquivalente. A 700°C la phase desordonnee est entierement consommee ainsi que le montre le diagramme de diffraction dans lequel le reseau cubique a disparu. Deux lamelles “multiantiphases” d’axes c perpendiculaires
0
.
.
.
0
.
0 .
.
. .
Fro. 7. (a) Diffraction d’un Qchantillon recuit jusqu’8 700°C. Lea taohes fondamentales 200 et 020 sont allong6es selon [ZOO], [220] et [ZZO] indiquant que de 16g&resrotations dea plans (200) et (020) se produisent. (b) Diffraction d’un Bchantillon recuit jusqu’it 750°C. Les rotations des plans (200) et (020) ont atteint leur valeur d’bquilibre. Une grande plage ordonnb selon X (0) joue le r61e de matrice pour lea lamelles Y maclQs respectivement selon (110) (A) ou selon (110) (0).
PENISSOS
forment
ce
que
transformation. difftkents
images
Cependant
domaines
ment paralkles. rendues
Tanner(12)
par
appelle
des
les axes
ordonn&
par des
des
lamelles;
interface.
n’atteignent
pas
de des
un accroissement Cependant
les
progressif
la taille
critique
des
de
de la
lamelles
des contraintes
lamelles pour
L’ALLIAGE
interne;
pour
ordonn6e
doit avoir une dimension
taille critique
que
celui-ci
don&e
se
produise,
la
zone
superieure
B une
par:(19)
B
ordonn6es le maclage
oti yT est le cisaillement est la distance
produit
minimum
Cette
valeur
moyenne 100 A.
est
toujours
Les
contraintes
sup&ieure
le micromaclage
interne.
par
des
entre
la taille qui
lamelles
disparait .
peut &re
au
moment
Leur
type (110) (plans de macle).
Cette configuration
co?ncide
avec le plan de macle.
plans de type (100) produites voquent
un
fondamentales.
allongement En
B
oti la
pr6sence
par rapport
iL celle qu’elle
pour
apparaitraient
voque un &art de l’interface Bnergie suptkieure
avant
critique
Ce relachement
dislocations
dksordonn6e
B 1’6paisseur
done relachkes
atteint
deux
(y’ Y 1)
r* = 300 11.
qui est de l’ordre de
sont
aient
phase
par glissement
des lamelles ordonn6es
tmin
deux macles.
E = 0,02 on trouve
que les lamelles
l’interface
par le maclage;
skparant
Dans le cas d’un maclage et pout tmin = ad2,
effect&
8th)
1203
Pt-Co
des
des parois
ce grossissement
DE
sur les
asymkriques
il y a d$fusion
(3RDRE
qui sont
de diffraction.
de 700°C
ordonnkes entraine leur
macles
de stries
allongements
EN
approximative-
macbs et on assiste & un grossissement taille
MISE
principaux
restent
le contraste
taches fondamentales Au-dessus
LA
Ceci produit des contraintes
visibles et
et al.:
pro-
aux plans de a une
a quand l’interface Les distorsions
par les dislocations asymktrique
glissant , ces
des
dislocations
des pro-
taches font
Fro. 8. (a) Echantillon de Pt-Co refroidi lentement depuis une tempheture sup&ewe B la temphature critique. (b) Diffraction d’une bande contenant une succession de domaines ordonnh d’axes c dirigh selon (100) et (010). Le plan (110) est le plan de racoordement. (c) Diffraction d’une bande contenant les domaines d’axes c dirigk selon [OlO] et [OOl]. Le plan de raccordement est (011).
ACTA
1204
METALLURGICA,
tourner legerement les plans (100) dans leur ensemble: les ~llongements des taches de ~ffraction se resolvent en points nettement separks. C’est A partir de cette temperature qu’un desequilibre entre les proportions p, 4, r des divers types de domaines ordonnes apparait. Un des trois types tient alors le rale de “matrice” et devient preponderant. Des lamelles de l’un des deux autres types subsistent mais ont tendance en gt5neral & disparaitre pour laisser de grandes plages monodomaines de plusieurs microns dans Iesquelles subsistent les perois antiphases. Lorsque le recuit a lieu en lame mince in situ les lamelles d’axe c perpendiculaire au plan de la lame, soit 2, disparaissent t,oujours preferentiellement. Par contre, apres recuit sur Bchantillons massifs, les domaines X, Y ou 2 se forment en proportions eggalesmais pour reduire les contraintes, ils se groupent selon les sequences XY, x2, YZ. 4.3 Recuits dr.haute tempdrature Par contre les traitements a haute temperature mettent en jeu des germes peu nombreux mds gros. Ces germes grossissent t&s vite a cette temperature; la phase desordonn6e est consommee t&s rapidement. Les domaines ordonnes atteignent la taille critique r*, pour le maclage intcrne. C’est pourquoi dans le cas des traitements A hwte +c::‘t erature les macles observees sont des maores de gli jsement provoquees par les tensions existant’ dans 1t.sdomaines ordonnes d’une taille bien superieure a Is caille de ces memes domaines obtenus par recuits io.zhrones. CONCLUSIONS
Les deux types de traitements thermiqucs realises conduisent B travers des &apes difftkentes a deux structures ordonn&es caract~ristiques. Le recuit isochrone apres trempe conduit, gr&ce &la formation de t&s nombreux germes, a un relkchement
VOL.
19,
1971
t&s rapide des contraintes par formation de macles de transformation. C’est pourquoi le micromaclage ne se forme pas et de grandes zones ordonnees entierement dans une mBme direction sont observables. Dana ce c&s, il devient possible d’obtenir par recuit sous champ magn~tique ou sous contrainte un cristal monodomaine & grande r5chelle.(3*20) Par contre, un recuit par refroidissement lent a partir de la temperature de transformation ordredesordre conduit B un cristal fortement micromacle air les trois directions d’ordre sont Bgalement representees REFERENCES 1. J, B. NEWKIRK, R. SMOLUC~OWSKI,A. H. GEISLERand D. L. MARTIN,J. a~@. Phys. Q&3, 290 (1951). and K. M. YAMALEEV, Soviet Phys. 2. Yu.-D. TYAPKIN Dokl. 9, 322 (1964). 3. PH. EURIN, F. VALLA et J. PAULEVE, C.r. Hebd. SBanc. Acad. SC&, P&s 287, 600 (1988). 4. PH. EURIX et J. PAULEVE, I.E.E.E. Trans. aught. 5, 3, 216 (1969). 5. P. BRISSONNEAUet M. SCHLENPER,C.r. Hebd. Sganc. Acad. Sci., Paris 264, 282 (1967). 6. TIEN Tzou TZON~ and E. W. MULLER,J. appl. Phy8. 88, 545 (1967); TIEN Tzou TZON~ and E. W. MULLER, .&I$. Phys. I&t. 9, 7 (1966); TIEN Tzou TZON~ and E. W. MULLER, Fourth Ewopean Reaimal Conference, Rome, p. 443 (1968). ” 7. H. N. SOUTHWORTH and B. RALPH. Phil. Msg. 14, 383 (1966). 8. J. M. P~xrssolu, A. BOERRET, PH. EURIN et P. BRISSONNEAU, Forth European Regional Conference, Rome, p. 438 (1968). 9. M. HANSEN, Constitution of Binary Alloys. McGraw-Hill (1958). 10. F. VALLA, Thbse, Grenoble (1968). 11. M. HIRABAYA~HIctnd S. WEISS~~A~~, A& Met. 10, 25 (1962). L. E. TANNER, Phye. Status Solidi 80, 685 (1968). :“,: L. E. TANNER, Phil. Meg. 14, 111 (1966). 14. E. RUEDL etal., Phy.s. Status Solidi 28, 305 (1968). 15. L. E. TANNER and P. C. CLAPP,Mat. Res. B&t. 3, 855 (1968). 16 F. R. K. NABARRO,PPOC.phys. Sm. 50, 90 (1940). Yu. D. TYAPKIN, Soviet Phys. Crystallogr. 10, 418 (1906). :;(: A. G. KHACHATURYAN,Soviet Phys. solid St. 8, 2163 (19671. 19. L.~~.'TANNERand M. F. ASHBY, Phys. Stats SoZ~~ 53, 59 (1969). 20. J. PAULEVE et PH. EURIN, Phys. StatusSolidi 37, K129 (1970).
DE LA MISE EN ORDRE DE L’ALLIAGE Pt-Co EQUIATOMIQUE MICROSCOPIE ELECTRONIQUE* J. M. PENISSON,t
A.
PAR
et PH. EURINt
BOURRETt
On montre par des observations au microscope electronique que l’ordre se developpe dans l’alliage Pt-Co Qquiatomique par un processus de nucleation et croissanoe de germes ordonnes coherent6 avec la matrice. Des traitements thermiques isochrones conduisent a un assemblage tridimensionnel de domsines dans lequel une des trois directions d’ordre est preponderante: il n’y a pas dans ce cas formation de micromacles. Au contraire un traitement a haute temperature donne une structure de micromacles. AN
ELECTRON
MICROSCOPY
STUDY OF THE ORDER DISORDER EQUIATOMIC Pt-Co ALLOY
PROCESS
IN
THE
An electron microscopy study shows that order in the equiatomic Pt-Co alloy proceeds by means of nucleation and growth of ordered particles which are coherent with the matrix. Isochronous thermal treatments lead to a three dimensioned array of domains in which one of the three possible ordering directions is favoured; there is no miorotwinning. On the contrary, a treatment at a temperature just below the critical tempertaure leads to a microtwinned structure. The residual contrast of the antiphase boundaries is analysed and it is shown that the boundary is constituted by a narrow zone in which t’he atoms are closer than in the ordered state. EINE ELEKTRONENMIKROSKOPISCHEN UNORDNUNGS-VORGANGEN IN EINER
UNTERSUCHUNG ST6CHIOMETRISCHEN
VON ORDNUNGSPt-Co-LEGIERUNG
Eine elektronenmikroskopische Untersuchung der Ordnungsvorgange in einer Pt-Co-Legierung mit gleiohen Anteilen Pt und Co zeigt, da9 sich die Ordnung durch Keimbildung und Wachstum geordneter, in der Matrix koharenter Teilchen einstellt. Isochrone thermische Behandlungen ftihren eu dreidimensionalen Anordnungen von Domiinen, in denen jeweils eine der drei mogliohen Ordnungsrichtungen begiinstigt ist; die Entstehung von Mikroswillingen wurde nicht beobachtet. Im Gegensats dazu ftihrt eine Warmebehandlung dicht unterhalb der kritischen Temperatur zu einer Struktur, die Mikrozwillinge enthalt. Der Kontrast von Antiphasengrenzen wird analysiert und es wird gezeigt, da9 die Antiphasengrense aus einer schmalen Zone besteht, in der die Atome dichter gepackt sind als im geordneten Zustand.
cristaux orient&
1. INTRODUCTION
L’alliage
Pt-Co
Bquiatomique
etudes
par diverses
nombreuses
a fait
I’objet
methodes:
X(1*2) mesures magn&iques,(3~4) microscopic B emission
tronique.(8)
Cette derniere methode permet d’etudier
l’etat
desordonne
d’ions,(ss7)
rayons
obtenu
par
microscopic
trempe
Le monocristal
Blec-
derivee lingot
de l’alliage,
EXPERIMENTALES
utilise eat &bore
de la methode
mm
d’epaisseur
sont
dans
des plans
(001).
ments
thermiques.
don&es
alliage
susceptible
temperature
de s’ordonner
critique
donne
la structure
3,772
Atg) alors
de 825°C. eat c.f.c
que
structure quadratique b celle de Au Cu I; structure metres
sont
de plans
l’etat
en dessous
d’une
d’hydrogene
desor-
tillon
avec
un parametre
ordonne
presente
de
trempe
une
le reseau reciproque sur la Fig.
1 (b):
(100)
contenant
eat
perpendiculaire
B l’empilement:
de cet axe X,
Y ou 2.
on
Le
VOL.
19,
permet
cylindriques
3000°C
par
seconde.
l’echantillon
eat l’etat
La
-20”C.(10)
productible,
Z
reference satisfaisant
1971
eat abaissee
Avant
la
a 950°C.
d’obtenir
un
Le &at
lea mesures
de 5 mm de diametre
la
vitesse de trempe entre 950°C et 100°C eat environ de
la
NOVEMBER
d&or-
de l’echan-
la temperature.
ainsi que le montrent
note
t Service de Physique du Solide et de Resonance Magnetique, Cen-Grenoble, Cedex No. 85, 3%Grenoble, Care, France. METALLURGICA,
B 1 100°C
Par convention
* Received May 7, 1970; revised January 11, 1971.
ACTA
la temperature
des Bprouvettes
des
designe l’axe c perpendiculaire au plan de la lame mince car lea Bchantillons observes sont des mono-
sont
magnetique. (lo) La trempe eat obtenue B l’aide d’un jet d’hydrogene sous forte pression. Sur
atomes Pt’ ou Co. L’axe c de la structure quadratique direction
Blectroerosion
Lea plaquettes
d’anisotropie
alter&
uniquement
par
d’un
de 0,2 iL 0,3
destine iL Bviter l’oxydation
plus desordonne
lea para-
e = 3,702 A.
eat form6 par un empilement
decouples
et & homogeneiser
traitement
de cette
& partir
Des plequettes
par chauffage B 1 100°C sous un leger courant
Dana l’etat
a = b = 3,803 A,
de type
eat un
de type LI, [Fig. 1 (a)] analogue
eat represent6
cristal ordonne
Bquiatomique
par une methode
de Bridgman
coule sous vide.
puis de suivre sa mise en ordre au tours des traiteLe Pt-Co
En dessous de 500°C I’alliage
2. TECHNIQUES
optique,‘5)
microscopic
(001).
ordonne eat magnetique.
de
trempe
temperature La
trempe
represente
un
finale
de
&ant
re-
&at
de
pout toutes lea plaquettes.
Trois types de traitements thermiques sont effectues sur lea plaquettes desordonnees: (i) Des traitements isochrones par paliers de 50”, + hr. Une plaquette subit une aerie de paliers depuis 200°C jusqu’b 1195
la temperature
T d&i&e,
a Is fin du
1196
ACTA
METALLURGICA,
19,
VOL. technique
1971
de recuit in situ a l’avantage
de suivre l’evolution
de permettre
de I’ordre sur une m&me plage de
l’echantillon. (iii) Un refroidissement une temperature
lent de l’echantillon
depuis
superieure b la temperature
3. RESULTATS
critique.
EXPERIMENTAUX
3.1 Etat trempC L’observation 950°C
d’un Bchantillon trempe
montre
qu’un
n’est pas obtenu.
&at
parfaitement
Sur le diagramme
a partir de desordonne
de diffraction
apparaissent de faibles taches de surstructure d’indices 100, 010 et 110 [Fig. 2(a)]. du
diagramme
car&;
forment
Les taches fondamentales un
ritseau rigoureusement
aucune tache pouvant
quadratique
n’est visible.
sont rigoureusement
appartenir
a une phase
Les taches de surstructure
placees aux points d’indices
010 et 110 du reseau fondamental. taches de surstructure
100,
Les trois types de
correspondent
b trois types de
germes ordonnes dont les axes c sont diriges selon X, Y et 2 c’est-a-dire
paralleles aux axes cubiques de la
matrice desordonnee. elles permettent
Malgre leur tres faible intensite
d’utiliser
la technique
du fond noir
pour obtenir une image des differents types de germes. On constate moyenne
(b) FIG. l.(a) Structure LI,: 0, atomes de Pt; 0, atomes de Co. (b) RBseau rkproque de la structure LI,: 0, taches fondamentales; 0, taches de surstructure.
traitement
on effectue une trempe a l’hydrogene.
nouvelle plaquette
Une
desordonnee subit les memes paliers
depuis 200°C mais jusqu’b On a ainsi explore
la temperature
avec 12 Bchantillons
T + 50°C.
la gamme de
temperature allant de 200’ a 750%. Les plaquettes trait&es sont amincies mecaniquement jusqu’a une epaisseur
de 70-80
un
d’acide
bain
souhaitable
pour
transmission.
,u, puis Blectrolytiquement chlorhydrique la
jusqu’a
microscopic
dans
l’epaisseur
Blectronique
par
Les Bchantillons amincis sont observes
dans un microscope
Philips EM 200 sous une tension
de 100 kV. (ii) Les memes traitements
chauffant. maintenir
par paliers isochrones
microfuite
B l’aide d’un Porte-echantillon
11 est necessaire pour Bviter l’oxydation de autour de l’echantillon une pression par-
tielle de quelques
10v4 torr d’hydrogene
situee au voisinage
A [Fig. 2(b)].
immediat
grace a une de l’echan-
Une serie de trois
fonds noirs sur la meme plage de l’echantillon chacune des trois taches de surstructure les germes sont Bgalement repartis trois orientations ces possibilites
que
par rapport
aux
possibles de l’axe c. Dans chacune de
ont une forme quasi-spherique. est estime a quelques l’echantillon.
utilisant
montre
les germes sont repartis au hasard et Le volume
ordonne
pour cent du volume
total de
Le fond clair ne laisse apparaitre
contraste lie a une deformation
aucun
de la matrice [Fig. 2 (c)l.
3.2 Recuits isochrones Au tours des premiers paliers, depuis 300°C jusqu’a 550°C aucune transformation ne se produit; n’evoluent identique
decelable au microscope
les germes ont toujours
peu p&s spherique,
de 50” mais d’une duree de 15’ sont realist% sur des Bchantillons desordonnes et amincis, a l’interieur meme du microscope,
ainsi que les germes ont une dimension
de 2040
pas;
leur nombre
une forme a
et leurs dimensions
le diagramme
de diffraction
a celui de l’etat trempe;
c’est-a-dire
reste que la
phase ordonnee n’est pas quadratique. Par contre, deviennent
vers 600-65O”C,
quadratiques,
tout
les germes ordonnes en restant
coherents
avec la matrice, c’est-a-dire que les axes principaux de la phase ordonnee ne subissent pas de rotation. En effet,
chacune
des taches
de diffraction
se trouve
tillon. A la tin du recuit il suffit de couper brusquement le courant de chauffage du four pour obtenir une
allongee vers les positions qui correspondent a des zones ordonnees dont lex axes c sont paralleles a l’une
trempe analogue a celle obtenue a l’etat massif.
des directions
Cette
X> Y ou Z de la matrice desordonnee
PESISSON
et al.:
LA
MISE
EN
ORDRE
DE
L’ALLIAGE
1197
F’t-Co
2(c) FIG. 2. Lame de Pt-Co (001) trempk: (a) diffraction = on distingue de foibles taches de surstructure; (b) fond noir sur la tache de surstructurc 100 = dcs germcs ordonn6s de 20-4OA sent clairement visibles; (c) fond clair g = 200: aucun contra&e de contrainte n’est visible.
dues B la presence de contraintes leur contra&e
quasi p&iodiques;
obbit aux r&gles d’extinction
locations. En mkme temps que la transformation quadratique spatiale
des germes se poursuit
Bvolue.
tions
align&
cristallographiques.
cubique +
leur repartition
Lea images en fond
qu’ils sont maintenant
des dis-
noir montrent
selon certaines
Ainai les germes
direcd’axe
c
parallkle & X et b Y sont align& selon les directions [llO]
et [ilO]
[Figs. 6(a)-(c)]
ceux
dont
parallele B 2 sont align& en projection [OlO] [Figs. 6(a)-(c)],
montrant
la lame dans les directions
[loll,
Au tours du palier suivant,
l’axe
c est
selon [loo]
et
qu’ils s’alignent dans [iOl] et [Oil],
[Oil].
B 7OO”C, les domaines
ordonrks croissent aux dkpens de la phase d&ordonnke (Fig. 3). En devenant quadratiques
les germes passent
de la forme sphkique
initiale B une forme de disque,
l’axe du disque &ant
parallele
ordonnks, ainsi que l’illustrent (Fig, 4).
B l’axe c des germes les images en fond noir
Cette forme de disque provoque
ment des taches de surstructure sur le diagramme
de diffraction
un allonge-
100 et 010 t&s visible (Fig. 3).
Simultank
qui disparait
[Figs. 6(d)-(f)].
Les germes d’axes
c
paralkles qui se sont align& au stade pr&.+dent coalescent pour former une lamelle compktement ordonnbe g l’inttkieur de laquelle existent de nombreuses antiphases
formees
par la rencontre
d’axes c parallkles mais d&al& diagramme
de diffraction
parois
de deux germes
d’une demi-maille.
Le
prksente des allongements
ment, sur les images en fond clair et celles en fond noir sur les taches fondamentales, apparaissent des
marques des taches fondamentales 200 et 020 dans lea directions [200] [220] et [220] [Fig. 7(a)]; les allonge-
r&eaux de stries qui peuvent se dkomposer en pluaieurs familles de directions [200], [020], [220] et
ments dans les directions [220] et [220] qui n’existaient
(2201 (Fig. 5). De tels systkmes de stries ont dej& 6th observ& Au Cu I(ll) et Ni,V(lz’.
sur
D’aprks Tanner (13) elles sont
pas & 650°C indiquent que de leg&es rotations plans (200) et (020) commencent L se produire. A 750°C le contra&e que Les contraintes
de stries disparait,
sont relachhes.
des
indiquant
ACTA
1198
METALLURGICA,
c x
0
u
x
VOL.
19,
1971
(Fig. 7(b)] est forme par celui de la phase ordonnee la plus reprkntee qui joue le r6le de matrice suf lequel vient se superposer celui des lamelles du 2” type en respectant lea relations de macle. Les allongements des taches fondamentales 260 et 020 observees au stade precedent et qui indiquaient des deformations dans la matrice tendent maintenant a se resoudre en deux points distincts; la rotation des plans de type (200) a alors sa valeur d’equilibre. Si L cette temperature de 750°C on effectue un traitement isotherme les lamelles ordonnees voient leur taille diminuer (certaines disparaissant meme completement) au profit de la “matrice” ordonnee: de grandea plages monodomaines sont ainsi form&es dans lesquelles seules subsistent des parois antiphases [Fig. 6(j)].
L’eehantillon eat chaufft5au-dessus de la temperature critique puis refroidi lentement au passage de celle-ci. La structure observbe est caracttSr&e par l’existence de bandes d’une largeur de 1 p environ, deja Btudiee par microsoopie optique.c6) Ces bandes sont ellesm&mea constituees par une succession de domaines ordonnes formant une structure micromaclee, dont les axes c sont disposes selon les trois sequences X-Y, X-Z ou Y-Z, chacune des bandes ne contient qu’une sequence [Fig. 8(a)]. Le raccordement entre deux bandes adjacentes eat ma1 defini. Par contre it l’interieur d’une bande les domaines sont accoles selon des plans de type (110) ainsi que le montrent les cliches de diffraction [Figs. 8(b) et (c)] et l’analyse des traces de ees plans sur les surfaces de I’Bchantillon, 4. DISCUSSION
3(b) Fm. 3. Diagramme de diffmetion d’une lame de Pt-Co (001) recuite jusqu’8 650°C. Chaeuue des taehes de surstructure est allong6e drtns une direction perpendiculaire au plan des disques ordonnk.. Le scMma indique la position des taohes fondamentales dues B la matrice dbordonnke (C) et celles dues respectivement EUX germes ordonnbs wee. (0) l’axe c paraWe ta X; (a) raxe c prtrall~le A Y; ( x ) 1’8x0 c paraIl&le it 2. Dam ee schbma, on suppose que les axes X, Y et Z des matrices dbsordonnbe et ordonnee restent parall&les.
Un des trois types d’ordre est nettement plus represent& que les deux au&es [Figs. 6(g)-(i)]. Dana lea Bchantillons massifs le type predominant peut etre X, Y ou 2 alors que lea traitements en lame mince in situ conduisent toujours & une predominance de X ou Y seulement, le type 2 ayant toujours, dans ce cas-la, tendance a disparaltre. La coherence entre deux lamelles ordonnees d’axes c perpendiculaires n’existe plus que dans les plans de type (110); deux lamelles adjacentes sont en relation de macle, le plan de macle &ant de type (110). Le diagramme de diffraction
4.1 Etat trenapd Apres la trempe depuis T > Te il subsiste un certain degre d’ordre non nul ainsi qu’en attestent Ie cliche de diffraction ou de faibles taches de surstructure apparaissent aux points d’indice 100, 010 et 110 et lcs images en fond noir sur ces taehes, n~ontrant une structure en germes. Aucune variation de maille n’etant decelable par diffraction, la phase ordonnee presente n’est pas quadratique et a done sensiblement la m&me structure que la phase desordonnee; ceci eat confirm6 par l’absence de contraste de deformation en fond clair. La presence apres la trempe de cet ordre peut avoir deux origines diffkrentes: (a) La trempe n’est pas assez rapide, des rearrangements d’atomes ont lieu produisant un ordre partiel dans certaines zones du cristal. (b) Au-dessus de T, il existe un ordre & courte distance que la trempe maintient en un &at metastable.
PENISSON
et al.:
LA
MISE
EN
ORDRE
DE
L’ALLIAGE
Pt-Co
4(c) (a) fond FIG. 4. Lame de Pt-Co recuite jusqu’8. f35OT: noir SW la teche de surstruoture 100; (b) fond noir SUP la taohe de surstructure 010; (c) fond noir SW la tache de surstructure 110. Les zones ordonnbes ont la forme de disques aplatis dans les plans de type (loo), l’axe c est perpendiculaire au plan des disques.
-croissance
des germes quadratiques;
-apparition -diffusion
des parois de macles de transformation; des parois de macles.
La quadraticitt est dkcelable
apparait
entre 600 et 650°C.
sur les cliches
de diffraction
Elle
et par
4(b) Cette ambiguitb En
effet,
est actuellement
les taches
V&at trempe occupent 1’6tat ordonnb les taches ment
existant
les mGmes positions
contrairement
& certains
que Ni4Mo,(14) AusMn et Au&~.(~~) existant
difficile & lever.
de surstructure
correspondant
& l’ordre
dans
que dans
alliages tels
Dans ces alliages & courte distance
au-dessus de T, n’ont pas le m&me emplace-
que
les taches des
de
surstructure
ordonn&
Seules
observations
mettraient
de donner une confirmation
de
l’alliage
B T > T,
per-
& l’une ou B
l’autre de ces deux hypothkses. 4.2 Remits isochrones Au tours
des recuits
isochrones
&apes suivantes: -apparition de la quadraticitk;
on distingue
les
FIG. 5. Eohantillon de Pt-Co recuit jusqu’8. 650°C; fond noir SW la tache fondamentale 200. Le systkne de skies dues aux contraintes Blastiques est t&s visible. La famille de skies perpendiculaires B i est nettement plus intense que les autres.
1200
ACTA
METALLURGICA,
VOL.
19,
1971
FIGI. 6, Echsntillon de Pt40 recuit juuqu’it 6OO”Cen ma&f microscope. Les gormosordorm0s deo 3 types s’alignent puis A la An du traitement les domaines de type 2 diaparaissent. t = 15 mm, $= 010, (c) T = 65O”C, t = 15 mm,~= il0. t = 15mm~= 010. (f) T = 700”C,t = 15mm,F= 110. t = 15 mm,-j = 010. (i) T = 750cC, t = 15 mm,7
100
110
puis it partir de 650°C en kne mince it I’int&ieru du gronsiawnt pour dormer de* lamellw mnkiantiphases. (a) T = 650cC, t = 15 mm T= 100. (b) 1’ = tiSO”C, (dj T = 7OO”C, t = 15 mm, T= 100. (e) !Z’ = 700°C. (g) T = 750”C,t 2. 15mm,F= 100. (h) T = 750°C = 110, (j) T = 75O”C, t = 30 mm, T’= 010,
‘\i/”
1TO
ACTA
1202
METALLURGICA,
l’observation de skies dans les images. Son apparition est lice a une leg&e augmentation de la taille des germes ou de leur degre d’ordre interne. Cette transformation entraine le changement de forme des germes qui passent dune forme a peu p&s spherique a une forme plus aplatie de disques paralleles aux plans (100) de la phase desordonnee. La forme de disque est celle qui minimise l’energie Blastique ainsi que l’a montre Nabarro. (16) La phase Pt-Co desordonnee Btant fortement anisotrope A=
2ct4 Cl1 -
(15) =
2,OS
Cl2
les disques apparaissent dans les plans de type ( 100).(18)
VOL.
19,
1971
Simultanement des rang4es de disques ayant le meme axe c se forment selon les directions (110). L’ecartement entre ces rangees est relativement constant conduisant ainsi b une repartition periodique spatiale (complexe car tridimensionnelle) dont la ptkiode est de l’ordre de 100 A; cette valeur est reproductible, elle est observee aussi bien apres recuit en massif qu’en lame mince. Ce systeme periodique de contrainte doit rendre l’energie libre du cristal minimum. La croissance des germes quudratiques s’efiectue de 650 a 750°C. Dens chacune des rangees observees precedemment les germes d’axes c paralleles se rejoignent pour former une lamelle en c&ant Bventuellement des parois antiphases. La phase desordonnee semble presente jusque vers 600°C; en effet le diagramme de diffraction a ce stade indique qu’aucune rotation ne s’est encore produite, de plus le diagramme fondamental est carre indiquant la presence de phase cubique c’est-a-dire ayant la mt3me structure que la phase desordonnee. Tant que la phase desordonnee est presente les axes des domaines ordonnes sont paralleles a ceux de la phase desordonnee et les contraintes internes subsistent. Les lamelles ordonnQs ainsi formees sont “multiantiphases”. A cette &ape les trois directions d’ordre possible sont represent&s de man&e sensiblement Bquivalente. A 700°C la phase desordonnee est entierement consommee ainsi que le montre le diagramme de diffraction dans lequel le reseau cubique a disparu. Deux lamelles “multiantiphases” d’axes c perpendiculaires
0
.
.
.
0
.
0 .
.
. .
Fro. 7. (a) Diffraction d’un Qchantillon recuit jusqu’8 700°C. Lea taohes fondamentales 200 et 020 sont allong6es selon [ZOO], [220] et [ZZO] indiquant que de 16g&resrotations dea plans (200) et (020) se produisent. (b) Diffraction d’un Bchantillon recuit jusqu’it 750°C. Les rotations des plans (200) et (020) ont atteint leur valeur d’bquilibre. Une grande plage ordonnb selon X (0) joue le r61e de matrice pour lea lamelles Y maclQs respectivement selon (110) (A) ou selon (110) (0).
PENISSOS
forment
ce
que
transformation. difftkents
images
Cependant
domaines
ment paralkles. rendues
Tanner(12)
par
appelle
des
les axes
ordonn&
par des
des
lamelles;
interface.
n’atteignent
pas
de des
un accroissement Cependant
les
progressif
la taille
critique
des
de
de la
lamelles
des contraintes
lamelles pour
L’ALLIAGE
interne;
pour
ordonn6e
doit avoir une dimension
taille critique
que
celui-ci
don&e
se
produise,
la
zone
superieure
B une
par:(19)
B
ordonn6es le maclage
oti yT est le cisaillement est la distance
produit
minimum
Cette
valeur
moyenne 100 A.
est
toujours
Les
contraintes
sup&ieure
le micromaclage
interne.
par
des
entre
la taille qui
lamelles
disparait .
peut &re
au
moment
Leur
type (110) (plans de macle).
Cette configuration
co?ncide
avec le plan de macle.
plans de type (100) produites voquent
un
fondamentales.
allongement En
B
oti la
pr6sence
par rapport
iL celle qu’elle
pour
apparaitraient
voque un &art de l’interface Bnergie suptkieure
avant
critique
Ce relachement
dislocations
dksordonn6e
B 1’6paisseur
done relachkes
atteint
deux
(y’ Y 1)
r* = 300 11.
qui est de l’ordre de
sont
aient
phase
par glissement
des lamelles ordonn6es
tmin
deux macles.
E = 0,02 on trouve
que les lamelles
l’interface
par le maclage;
skparant
Dans le cas d’un maclage et pout tmin = ad2,
effect&
8th)
1203
Pt-Co
des
des parois
ce grossissement
DE
sur les
asymkriques
il y a d$fusion
(3RDRE
qui sont
de diffraction.
de 700°C
ordonnkes entraine leur
macles
de stries
allongements
EN
approximative-
macbs et on assiste & un grossissement taille
MISE
principaux
restent
le contraste
taches fondamentales Au-dessus
LA
Ceci produit des contraintes
visibles et
et al.:
pro-
aux plans de a une
a quand l’interface Les distorsions
par les dislocations asymktrique
glissant , ces
des
dislocations
des pro-
taches font
Fro. 8. (a) Echantillon de Pt-Co refroidi lentement depuis une tempheture sup&ewe B la temphature critique. (b) Diffraction d’une bande contenant une succession de domaines ordonnh d’axes c dirigh selon (100) et (010). Le plan (110) est le plan de racoordement. (c) Diffraction d’une bande contenant les domaines d’axes c dirigk selon [OlO] et [OOl]. Le plan de raccordement est (011).
ACTA
1204
METALLURGICA,
tourner legerement les plans (100) dans leur ensemble: les ~llongements des taches de ~ffraction se resolvent en points nettement separks. C’est A partir de cette temperature qu’un desequilibre entre les proportions p, 4, r des divers types de domaines ordonnes apparait. Un des trois types tient alors le rale de “matrice” et devient preponderant. Des lamelles de l’un des deux autres types subsistent mais ont tendance en gt5neral & disparaitre pour laisser de grandes plages monodomaines de plusieurs microns dans Iesquelles subsistent les perois antiphases. Lorsque le recuit a lieu en lame mince in situ les lamelles d’axe c perpendiculaire au plan de la lame, soit 2, disparaissent t,oujours preferentiellement. Par contre, apres recuit sur Bchantillons massifs, les domaines X, Y ou 2 se forment en proportions eggalesmais pour reduire les contraintes, ils se groupent selon les sequences XY, x2, YZ. 4.3 Recuits dr.haute tempdrature Par contre les traitements a haute temperature mettent en jeu des germes peu nombreux mds gros. Ces germes grossissent t&s vite a cette temperature; la phase desordonn6e est consommee t&s rapidement. Les domaines ordonnes atteignent la taille critique r*, pour le maclage intcrne. C’est pourquoi dans le cas des traitements A hwte +c::‘t erature les macles observees sont des maores de gli jsement provoquees par les tensions existant’ dans 1t.sdomaines ordonnes d’une taille bien superieure a Is caille de ces memes domaines obtenus par recuits io.zhrones. CONCLUSIONS
Les deux types de traitements thermiqucs realises conduisent B travers des &apes difftkentes a deux structures ordonn&es caract~ristiques. Le recuit isochrone apres trempe conduit, gr&ce &la formation de t&s nombreux germes, a un relkchement
VOL.
19,
1971
t&s rapide des contraintes par formation de macles de transformation. C’est pourquoi le micromaclage ne se forme pas et de grandes zones ordonnees entierement dans une mBme direction sont observables. Dana ce c&s, il devient possible d’obtenir par recuit sous champ magn~tique ou sous contrainte un cristal monodomaine & grande r5chelle.(3*20) Par contre, un recuit par refroidissement lent a partir de la temperature de transformation ordredesordre conduit B un cristal fortement micromacle air les trois directions d’ordre sont Bgalement representees REFERENCES 1. J, B. NEWKIRK, R. SMOLUC~OWSKI,A. H. GEISLERand D. L. MARTIN,J. a~@. Phys. Q&3, 290 (1951). and K. M. YAMALEEV, Soviet Phys. 2. Yu.-D. TYAPKIN Dokl. 9, 322 (1964). 3. PH. EURIN, F. VALLA et J. PAULEVE, C.r. Hebd. SBanc. Acad. SC&, P&s 287, 600 (1988). 4. PH. EURIX et J. PAULEVE, I.E.E.E. Trans. aught. 5, 3, 216 (1969). 5. P. BRISSONNEAUet M. SCHLENPER,C.r. Hebd. Sganc. Acad. Sci., Paris 264, 282 (1967). 6. TIEN Tzou TZON~ and E. W. MULLER,J. appl. Phy8. 88, 545 (1967); TIEN Tzou TZON~ and E. W. MULLER, .&I$. Phys. I&t. 9, 7 (1966); TIEN Tzou TZON~ and E. W. MULLER, Fourth Ewopean Reaimal Conference, Rome, p. 443 (1968). ” 7. H. N. SOUTHWORTH and B. RALPH. Phil. Msg. 14, 383 (1966). 8. J. M. P~xrssolu, A. BOERRET, PH. EURIN et P. BRISSONNEAU, Forth European Regional Conference, Rome, p. 438 (1968). 9. M. HANSEN, Constitution of Binary Alloys. McGraw-Hill (1958). 10. F. VALLA, Thbse, Grenoble (1968). 11. M. HIRABAYA~HIctnd S. WEISS~~A~~, A& Met. 10, 25 (1962). L. E. TANNER, Phye. Status Solidi 80, 685 (1968). :“,: L. E. TANNER, Phil. Meg. 14, 111 (1966). 14. E. RUEDL etal., Phy.s. Status Solidi 28, 305 (1968). 15. L. E. TANNER and P. C. CLAPP,Mat. Res. B&t. 3, 855 (1968). 16 F. R. K. NABARRO,PPOC.phys. Sm. 50, 90 (1940). Yu. D. TYAPKIN, Soviet Phys. Crystallogr. 10, 418 (1906). :;(: A. G. KHACHATURYAN,Soviet Phys. solid St. 8, 2163 (19671. 19. L.~~.'TANNERand M. F. ASHBY, Phys. Stats SoZ~~ 53, 59 (1969). 20. J. PAULEVE et PH. EURIN, Phys. StatusSolidi 37, K129 (1970).