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Contribution a l'etude de la precipitation dans un groupe d'alliages a base de nickel
CONTRIBUTION
A
L’ETUDE
DE
LA
D’ALLIAGES
A
PRECIPITATION
BASE
DE
DANS
UN
GROUPE
NICKEL*
J.MANENCt L’Btude d’un ph&om&ne de pr%pr&ipitation dans un alliage Ni-Cr 80-20 durci avec de I’aluminium et du titane a conduit iL explorer la pr6cipitation dans les allisges de base Ni-Al, Ni-Al-Ti, Ni-Cu-Al, Ni-Si, Ni-Cu-Si, Ni-Mo-Si. Tous ces alliages ont la &me structure, c’est-&-dire, qu’une phase cubique B faces cent&es ordonnee pr6cipite dans une matrice cubique & faces centrhes. L’Bvolution est la mame pour tous: stade de pr6pr&ipitation pour des revenus courts avec diffusion anormale des rayons X, sous forrne de noeuds satellites au voisinage des noeuds de la matrice; structures intermbdiaires l&g&rement quadratiques par suite de la coh6rence; pr&ipit& visibles de structure cubique. I1 existe deux categories d’alliages: ceux qui forment des pr6cipit6s en plaquettes et ceux qui les forment en cubes. Ces derniers existent pour les teneurs donnant une diffbrence de param&res entre matrice et pr&ipit& de l’ordre de 0,Ol A.
STUDY
OF
PRECIPITATION
IN
SEVERAL
NICKEL-BASE
ALLOYS
The investigation of the pre-precipitation phenomenon in the alloy Ni-RO’+Cr 20%, hardened with aluminum and titanium, has led to the study of precipitation in the following nickel-base alloys: Ni-Al, Ni-Al-T& Ni-C&Al, Ni-Si, Ni-Cu-Si and Ni-Mo-Si. All these alloys precipitate an ordered face-centred-cubic phase in a f.c.c. matrix. The ageing sequence, identical for all the alloys, is as follows: pre-precipitation stage after short ageing periods there is the presence of anomalous X-ray scattering in the form of satellites near the matrix Bragg spots; intermediate phase-slightly quadratic as a result of its coherency with the matrix; the visible stable precipitate processing a f.c.c. structure. Two classes of alloys exist: those in which the precipitates form platelets and those which form cubic particles. The second category appears when the concentration provokes a difference in parameters between the matrix and the precipitate of the order of 0.01 A.
BEITRAG
ZUM
STUDIUM
DER
AUSSCHEIDUNG
LEGIERUNGEN
AUF
BEI
EINER
GRUPPE
VON
NICKELBASIS
Das Studium der “Vor-Ausscheidung” bei einer SO-20 Ni-Cr Legierung, die durch Aluminium- und Titanzusatz gehiirtet worden war, fiihrte zur Untersuchung der Ausscheidung bei Legierungen auf der Basis Ni-41, Ni-A-Ti, Ni-Cu-Al, Ni-Si, Ni-Cu-Si, Ni-Mo-Si. All diese Legierungen haben die gleiche Struktur, d. h. in einer kubisch-fliichenzentrierten Matrix scheidet sich eine geordnete kubisch-fliichenzentrierte Phase aus. Der Verlauf ist bei allen der gleiche. Nach kurzem Anlassen ein Stadium der “Vor-Ausscheidung” (Zonenbildung), verbunden mit anomaler RGntgenstreuung in Form von die infolge der “Satelliten”, die den Reflexen der Matrix benachbart sind; ifbergangsstrukturen, KohBrenz leicht tetragonal verzerrt sind; schliesslich sichtbare Ausscheidungen kubischer Struktur. Zwei Gruppen von Legierungen wurden gefunden: Bei der einen haben die Ausscheidungen die Form von Pliittchen, bei der anderen die von Wiirfeln. Diese letzteren treten dann auf, wenn der Gehalt an Zusatz eine Differenz der Gitterkonstanten (zwischen Matrix und Ausscheidung) der GrGssenordnung 0,Ol 8, vrrursacht.
Ce travail precipitation
lors
du
Ni-Cr 80-20 durcissables Les
precipite
a eu pour base de depart 1’6tude de la
proprietes
vieillissement
des
de la solution
des rayons X l’evolution
solide
ACTA
METALLURGICA,
VOL.
de la precipitation
et nous
Ceci nous a conduit comme Bagariatsky et Tiapkine(lc~rrJs) et independamment, a l’etude d’alliages
France.
7, FEBRUARY
6, faces
avons pu constater trois stades. Un st,ade dit de preprecipitation, un stade avec structures intermediaires oh matrice et precipites sont encore coherents, enfin le stade oh les structures sont celles d’6quilibre.(s~g)
nickel chrome ont et6 ameliorees par l’incorporation d’aluminium et de titane, susceptibles de former des precipites par revenu apres trempe.(l-@ Par la determination des diagrammes d’equilibre correspondants TAYLOR et FLOYD(') ont montre que le * Received March 25, 1958. t O.N.E.R.A. Chatillon sous Bagneux,
de la phase N&AI cubique
Pour notre part, nous avons suivi par la diffraction
et tenaces a chaud.
r6Sactaires
derivait
cent&es de maille ordonnee type CusAu.
alliages
1959
124
MANENC:
PRECIPITATION
DANS
plus simples de base, tels que Ni-Al,03) Ni-Ti(l5)
et a d’autres
graphique
GROUPE
a partir desquels nos premiers resultats.
nous avons
Tous
DE
NICKEL
125
EXPERIMENTAUX
les a&ages
mentionnes
plus
haut
ont
les
structures successives suivantes: Apres remise en solution et trempe b l’eau ils se composent d’une seule phase cubique a faces centrees:
L’alliage Ni-Cr 80-20 est un alliage industriel composition Cr 19,5%, Al 1,5%, Ti 2,4%. Les autres alliages ont les compositions
de
la solution solide sursaturee.
Apres revenu isotherme
a des temperatures
suivant la composition,
variables
cette phase se transforme
suivantes:
preprecipitation. accroissement
+ 7,87/, Al; Ni + 2% Ti + 5y/0 Al;
Ni + 70/;, Ti + 2”/0 Al;
A BASE
RESULTATS
cristallo-
Mlthodes expt%imentules
Xi
D’ALLIAGES
Ni-Al-Ti,o*)
alliages de structure
sembableo6)
generalise
UN
en passant par un stade de
Ce stade
est
des proprietes
caracterise
mecaniques,
par
un
en parti-
culier, la durete Fig. 1, et par la diffusion anormale des rayons
Ni + 20% Cu + 6% Al;
Ni + 70,/, Xi; Ni + 30y0 Cu + 50/, Si;
Ni + 75%
X au voisinage
diffraction
des raies et des noeuds
de
de la matrice.
MO + 5% Si. Ces derniers ont Bte Blabores specialement de metaux
raffines et comportaient
A
a partir
moins de 0,30/
950
d’impuretes. Les teneurs
en elements
durcissants
ne sont pas
critiques, elles ont et.4 choisies de man&e pourcentage
Bleve de phase precipitee
& avoir un
tout
z-00
en con-
servant une temperature de debut de solution solide comprise entre 900” et 1050°C. Le Titane, le Chrome, le Cuivre, le Molybdene difference
de parametre
appauvrie aurions
et
celle
pu utiliser
du
accentuent,
ou reduisent,
lS0
la
entre la maille de la matrice precipite
d’bquilibre
vraisemblablement
100
(nous
d’autres
FIG. 1. Courbes Courbe A Courbe B Courbe C Courbe II
ments tels que le tungstitne ou le tantale par exemple). Echantillons A partir des lingots nous avons fait decouper bandes
de
5 x 5 mm
de
section,
65 heures a 108O”C, trempees
a l’eau puis laminees.
11 existe alors deux formes 1. Pour
les alliages
Ni-t2%
30% Cu+5%
de fusion,
(apres
Les gros grains ainsi obtenus ont don&,
apres laminage, des Bprouvettes de 1 a I,5 d’epaisseur, exemptes ou presque de fissures.
mm
Examens aux rayons X. Les methodes
exposees ailleurs(g) sont les suivan-
tes:
Ti+50/,
Debye-Scherrer
monochromatique
Cu et Cr.(ls)
en
rayonnement
Diffusion au voisinage des taches de Bragg pour les
de diffusion anormale:
Ni + 7,80/ Al, Ni + 7% Al,
Al, Ni+7%Ti+2y0Al,Ni+
Si, Ni+7,
5% Mo+5%
Si, la diffusion
se presente sous la forme de noeuds bien resolus situ& au voisinage
des noeuds du reseau reciproque
de la
matrice et sur les rangees (100) exactement comme pour les alliages Cu-F+Ni(21) et Ni-Cr-Cu.(17) Les noeuds (h,O,O,) ne cornportent qu’une seule paire de tels noeuds, (h&O) deux paires, enfin (h,k,Z) 3 paires. La Fig. 2 montre les taches
Diagrammes
heums
des
ieure a la temperature decoupage).
t
de dureth: Vickers 30 kg. Ni -C 7y/0 Al. 524°C Ni 4 7% Al; 55OT Ni + 7,8% Al; 550°C Ni + 7,!3% Al; 650°C
homogeneisees
Certains alliages trop fragiles aux joints des grains ont 6th port& sous vide a une temperature de 50” inferde debut
1S
10
5
ele-
de Bragg (111) et (200)
obtenues b l’aide du monta.ge a double focalisation pour un echantillon polycristallin a gros grains de Ni + 30% Cu + 5% Si vieilli.
gros cristaux par montage a double focalisation.(lg) Diffusion centrale-Methode Guinier avec monochromateur et chambre a vide,t20) rayonnement
La Fig. 3 donne les raies DS (220), (311), (222) avec leurs satellites pour le Ni + 7,504 MO + 5% Si revenu 2 hr a 650°C.
CuKu. Les Micrographics sont dues & Madame Ch. Buckle et G. Lenoir et ont Bte real&es b l’aide d’attaques
Les alliages &urn&es ci-dessus ont des differences de parametres relatives entre precipites et matrice a
mises au point pour les nimonics(3)
7OO”C, superieures a 0,5%. 2. Pour les alliages de
la
categoric
du
Ni-Cr
126
ACTA
METALLURGICA,
VOL.
7, 1959
FIG. 2. Ni + 3076 Cu + 5% Si; 16 hr 500°C aprbs trompe ZLl’eau.
SO-20 Nimonic tels que Ni + 7% Si et Ni + 20% Cu + 6c/ Al la diffusion satellite pour les noends (k,O,O) est dans la direction du centre (O,O,O) mais elargie en cone de meme axe. Pour les noeuds (111) et (222) elle prend la forme de calottes spheriques avec legers renforcements au voisinage des rangees (100) mais qui ne sont pas resolus. Sur les dia~ammes l’intensite diffusee est nulle sur le plan perpendiculaire & la direction du centre. La Fig. 4 montre un diagramme obtenu dans les memes conditions que pour la fig. 2 sur du Ni-Cr 80-20 vie% 16 hr 700°C aprks trempe ZLI’eau. Pour les deux familles les maxima des satellites se rapprochent des raies principales au fur et L mesure que le vieillissement se poursuit. La diffusion se trsnsforme en diffraction correspondant aux domaines des pr&ipit& et de la matrice appauvrie de dimensions su~santes comme nous l’exp~querons plus loin. A ce stade les structures ne sont pas cubiques, mais quadratiqueso4) surtout pour les alliages a grand Aa ou pour maintenir la coherence les reseaux se deforment dans le plan des plaquettes. Les precipitks
FIG. 3. Ni + 7,5% MO + 5% Si; 4 hr 650°C aprbs trempe B l’eau.
FIG. 4. Ni-Cr, 80-20, tzkhes de Bragg (111) et (ZOO), 16 hr 700°C.
sont en offet visibles apres attaque anodique et se presentent sous forme de plaquettes dont les grandes faces sont paralleles aux plans (100) du reseau de la matrice. Elles paraissent constituees en &alit6 par la juxtaposition de parallelepipedes Blementaires separes par d’etroites bandes de composition differente et que l’on peut supposer voisine de la, matrice appauvrie.
FIG. 5. Ni -t 7,8% Al, micrographic Blectronique 300 750°C x 20.000.
hr
MASENC:
PRECIPITATION
DANS
UN
GROUPE
D’ALLIAGES
,4
BASE
DE
127
NICKEL
DISCUSSION
A l’etat
trempe
comme
a l’etat
d’equilibre,
ces
alliages ont mgme structure et ne different que par les valeurs des parametres des mailles. Apres revenu, les reseaux des precipites et de la matrice restent paralleles, les plans de precipitation les plans (100).
et de coherence
sont
Le precipite a une structure ordonnee
basee sur Ni,Al
ou Ni, Si.
11s passent par les trois
stades de precipitation. Avant
d’envisager
important
Bagariatsky trempe FIG. 6. Xi 1. 30”& Cu + 5% Si, microgrsphie 640°C + 75 hr 7OO’C x2.000.
optique
116 hr
et Tiapkine’ll)
les diagrammes
graphies dont
montrent
des precipites
les aretes sont paralleles
du reseau de la. matrice;
en forme de cubes aux directions
(100)
il est un fait
ont
de rayons
signale X
qu’apres
comportaient
deja des taches de diffraction correspondant aux noeuds de structure ordonnee des precipites. Nous les avons trouve
Pour les alliages b Aa plus petit que 0,Ol A,les micro-
ces trois stades,
& examiner c’est 1’Btat tremp&
Ni + 7,K%
aussi pour les Bchantillons
Al pour
Btait relativement de la vitesse,
lesquels
lente.
la vitesse
Bpais de
de trempe
Pour voir l’influence
nous avons
examine
exacte
des Bchantillons
apres des revenus suffisam-
ment longs tels que par exemple
1000 heures a SOO”C,
ils sont places en files suivant les axes (100) et parfois group& dans les plans (100). La Fig. 5 montre les plaquettes Al grossissement
le Ni + 30°, Cu + 5% Si. La Fig. i est une micrographic pit& dam
pour le Ni + 7,8%
30.000, la Fig. 6, les plaquettes
le Ni + 7% Si-La
204/o Cu I So; Al. Les resultats precedents
montrant Fig.
peuvent
dans
les preci-
8 dans le Ni + Btre resumes par
le tableau suivant oh nous avons marque pour chaque alliage la difference de parametre entre matrice et precipite et la forme des diffusions anormales ainsi que
FIG.
8.
des precipites visibles par la suite. Nous avons signaW4) tant des plaquettes donnaient
que certains alliages precipi-
apres trempe
de la diffusion
B l’eau et revenu,
anormale
identique
a celle
du deuxieme groupe pour un refroidissement relativement lent. Les precipites visibles sont aussi cubiques.
d’epaisseur 3/100 de mm de cet alliage et de Ni + 3Oq$ Cu + 5% Si. Nous n’avons pas trouve de taches sur les diagrammes Debye Scherrer pas plus que de diffusion centrale alors qu’il en apparait comme nous le verrons plus loin au tours du vieillissement. 11 semble que les conditions de trempe jouent un grand role en cette affaire surtout pour les alliages b forte teneur en elements durcissants. Nous allons considerer le premier groupe d’alliages au stade
de preprecipitation;
il donne
des effets
comparables a ceux dorm& par les alliages ternaires Cu-Ni-Fe, et Al-Ni-Co qui ont fait l’objet d’etudes th60riques.(21,22*23)Voyons laquelle parmi ces theories peut la mieux rendre compte de nos resultats. Soit une perturbation de la regularite du reseau se traduisant par une modulation du facteur de structure et par un deplacement periodique des atomes dans une direction (loo), ceci suivant des ondes planes de FIG. 7. Ni +
7%
Si, 64 hr 850°C
x 1875.
grandes dimensions
par rapport a la longueur d’onde.
ACTA
128
METALLURGICA,
VOL.
7,
1959
Le calcul permet de trouver une diffusion en forme de
deuxieme
satellites Bquidistants des noeuds du reseau reciproque
tion du temps de vieillissement
et dont l’ecartement de l’equivalence
depend
de la periode.
des trois directions
Du fait
(100) il y a une
theorie, la diminution
lites aux grands angles. m&me sens, l’existence
paire de satellites pour les noeuds (h,O,O), deux pour
DS d’un “deuxieme
(h&O) et trois pour (h&Z).
matrice appauvrie.
recemment
par Tiedema,
les alliages Au-Pt. cas de negliger Blectronique).
Bouman
et Burgers(24) pour
(11 est possible dans la plupart des les effets
La theorie
des satellites
Ces calculs ont et6 repris
de variation prevoit
de densite
une largeur
et de la raie principale
pas vrai experimentalement. points
rapprochement qui devrait longueur
du des
MODULATION
exprimees
pour Les
structural.
du
avant
ou pendant
le
a la diffraction.
On
peut
suivante:
un
I’expliquer
de la man&e
pour
en
difficulte:
noeud
du temps
le
principal de la
de revenu;
difficile a admettre.
PERIODIQUE
p&s
ordre apparait
passage de la diffusion anormale
ce qui n’est
a une augmentation
en fonction
ThCorie des Germes Isolb. elle est plus
Autre
satellites
ce fait est physiquement
ordre” de diffusion du c&Z de la
11 faut done faire appel
reseau.
correspondre
d’onde
On peut noter aussi, dans le
sur certains de nos diagrammes
Bgale
Q une variation de la longueur d’onde de modulation diffirents
Ce deuxieme
du diametre en fonccomme pour les satel-
DU
RESEAU
Developpee
des theories
par Guinier,
de la precipitation
les alliages legers a durcissement germes sont repartis au hasard.
11s sont
form& d’une plaque centrale de quelques on peut supposer sit composition plans atomiques; voisine de celle du precipite d’equilibre (raies de structure ordonnee). Le plan de precipitation est (100). Ce noyau est horde de deux zones de m&me forme dont la composition distances direction
est celle de la matrice appauvrie.
reticulaires
varient
(100) perpendiculaire
uniquement
Les
dans
la
b la grande base de la
plaquette ainsi formee. La variation d’ecartement dans la zone centrale est exactement compensee par celle des zones
exterieures;
la distance
reticulaire
moyenne
est ainsi celle de la matrice sursaturee.
diffusion
des rayons X n’a lieu que dans la direction
correspondante Le calcul
de l’espace reciproque.
precedent
mations
qui
intensite
de
La
faisait
conduisaient part
experimentalement
appel
a des
et d’autre
du
a des approxisatellites noeud
d’egale
principal;
cette intensite n’est pas Bgale mais
par un calcul plus rigoureux on peut rendre compte de ce resultat. 11 est vrai qu’une modulation simultanee du facteur
de structure
atomique
FIG. 9. Diffusion centrale Ni + 30% I;‘, 110 hr 400°C 1 hr 500°C (c) 64 hr 500°C 1 hr 540°C (d)
Cu + 5%
Si:
et de la distance
roticulaire peut donner le m6me effet. Pour alliages, il y a lieu de tenir compte de l’incidence variations de densite Blectronique sur l’intensite
nos des des
satellites. Quoique faiblement, ces variations sont decelables aux petits angles. La Fig. 9 montre les anneaux de diffusion au voisinage du centre, obtenus
complexe de grande taille mais encore coherent avec la matrice sursaturee chacune des trois parties donnerait si elle Btait seule une image de diffraction cent&e sur le point de l’espace reciproque correspondant a la valeur moyenne du parametre de sa maille. Celles des deux plaques exterieures de matrice
avec Ni -+ 30% Cu + 5% Si polycristallin differents revenus. On remarquera en faveur
appauvrie se superposent mais la difference de phase introduite par le noyau central donne une interference
pour de la
1lAXENC:
PRECIPITdTIOS
avec modulation.
Cette modulation
a deux
pies de diffraction
l’image
que donnerait
faible
sursaturee
Tiedema,
elles.
Au contraire,
a l’existence
d’une
entre le precipite
dissymetrique,
du c&e
est la plus faible.
11 y et les
si nous
du precipite
Pour l’autre
& faible difference de parametres la forme de interpretee
du reseau a trois dimensions.
Ces germes pourraient structure
voisine
par une La forme
visibles permet d’imaginer
l’apparition
au debut du revenu de germes cubiques centra,l de
ou de forme
comporter de celle
Ce noyau serait entouri? d’une coquille de La forme cubique explique appauvrie. la disposition
129
Cette deformetion du groupement
tandis
de la matrice peut 6tre a l’origine
des precipites
en files.
L’existence
d’une bande Btroite de matrice appauvrie precipites
que la
entre deux
pourrait reduire l’energie libre de deforma-
tion due a la difference de volume. Matriceprbcipitb a en A”
Composition
Matrice en A”
Ni Ni Ni Ni Ni
+ 7,8% Al. + 5% Al j 2% Ti + 2% Al + 7%Ti + 30% Cu + 5% Si + 7,5%,tio + 5% Si
-~~
Ni + 7% Si 80% Ni + 20% Cr Ni + 20% Cu + 6% Al
-_
.-
I -0,008 ;
+0,01 +0,009
non rCsolus
un noyau
du precipite
d’equilibre.
matrice qualitativement
SICKEL
dont
categoric
peut Btre difficilement
voisine.
DE
quasi hydrostatique
et la partie de
diffusion
des precipites
BASE
region de
d’alliages modulation
A
une compression
matrice appauvrie relative au suivant. Nous devrions alors le trouver pour un modele tel que celui de l’epaisseur
D’ALLIAGES
matrice est en extension sur les faces des petits cubes.
dans
le deuxieme ordre devrait il correspondrait d’apres le
apparaitre plus tot; modble de Hargreaves matrice
GROUPE
et ins&s
entre le centre
parties exterieures de la zone. une periodicit&
US
peut donner lieu
voisins
une seule d’entre
a en plus interference avions
DANR
de la diffusion
dans
Echantillons lamirks 70 heures 700°C.
50%
remits
3 heures
Nous venoms de montrer pour structure t&s voisine une evolution
8OOY” revenus
ces alliages de semblable de la
l’espace reciproque. On peut faire le rapprochement avec les resultats de Guinier et Walker sur l’aluminium argent(25) et avec
Nous avons rencontre deux formes de precipitation. diffusion anormale au stade de la preprecipitation en
les calculs de Huangc2’n et Cochrane(27) moditles a symetrie spherique.
polee
Les
derniers
auteurs
ont
causee par le deplacement
consider6
pour
la
des
diffusion
des atomes et ils ont montre
que la diffusion devait Btre nulle reciproque sur le plan perpendiculaire
dans l’espace a la direction
qui joint le noeud au centre. E xperimentalement pour nos alliages l’intensit6 diffusee est t&s faible dans ce plan pour les noeuds (111). Dans l’etat actuel de nos recherches que la theorie
des zones
mieux
de nos resultats
nous
compte
reste a comparer
categories
d’alliages
nous pensons
ou complexes
isoles rend
experimentaux.
le comportement
pour
les deux
stades
11
des deux suivants.
Pour le premier groupe la coherence entre matrice et precipite provoque desdeformations desreseaux le long du plan de precipitation. Les reseaux sont quadratiques tant que la relaxation
n’intervient
pas, mais elle ne
peut intervenir que lorsque les precipites sont suffisamment espaces. Ceci ne se produira qu’apres une coalescence poussee qui reduira les zones de cristal perturb6 et permettra au reseau de prendre sa structure d’equilibre cubique & faces centrees. Pour les autres a&ages la deformation du reseau du precipite apparait moindre que pour celui de la matrice. On peut penser que le noyau est soumis B 5
correlation
certaine avec la forme des germes extra-
a partir
semble
de celle
se degager
influence
des facteurs
pr&ipiti%. Nabarro(2s)
des precipites
de ces resultats geometriques
visibles.
11
une t&s grande sur la forme des
Cette influence avait 6335 prevue par qui avait montre par le c:~lcul que la
forme en plaquette Btait d’autant plus probable que la difference de volume entre matrice et precipite Btait plus
grande.
apparaissait tion de precipite
L’energie
Btait largement
libre
interfaciale
compensee
qui
par la reduc-
l’energie de deformation en passant du spherique de m6me volume au precipite
“aciculaire”. BIBLIOGRAPHIE 1. P. CHEVENARD et X. WACHE SCHWEIZER, SchweizerArchiv. 127 (Avril 1952). etC.G. Cmv~~,Specitcl Report 2. L.B.PBEIL,H.P.ALLEN no. 43. Iron and Steel Institute, London (1$51). _ 3. C. B~CKI.E et J. POULIGNIER, Rev. Met. 53, So. 3, 1233 (1956). 4. %. I&LLIE et J. POULIGNIER, Rev. Met. 51, No. 3, (1952). 5. W. BETTERIDGE et A. W. FRANKLIN, J. Inst. Xet. 85, part II, 473 (1957). et N. J. GRANT, J. Metals W. 1’. 3. 211 6. R. NORDHEIM (1954). 7. A. TAYLOR et R. W. FLOYD, J. Inst. Met. 52, So. 80,577 (1951); Ibid. 53, No. 81, 25 (1952); Ibid. 53, No. 81, 451 (1952). C.R. Amd. Sri., Pnris. 238, 1817 (1954); 8. J. MANENC, Ibid. 240, 2413 (1955). J. MANENC, Rev. Met& 54, No. 3, 161 (1957). 1:: A. BAGARIATSKY et N. D. TIAPKINE, Dokl. Akzd. Nauk. SSSR 108, Xo. 3, 451 (1950).
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130
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VOL.
7, 1959
20. A. GUINIER, Thdorie et Technique de la Rdiocristallographique. Edit. DUNOD. 21. V. DANIEL et H. LIPSON, Proc. Roy. Sot. AlSl, 368 (1943). 22. M. F. HAROREAVES, Acta &yet. 4, No. 4, 301 (1951). 23. A. GUINIER, Acta Met. 3, 300 (1955). 24. T. J. TIEDEMA, J. BOWMAN et W. G. BURGERS, Actn Tub. 5, 310 (1957). 25. C. B. WALKER et A. GUINIER, Acta Met. 1. 568 (1953). 26. K. HUANG, Proc. Roy. Sot. AlQO, 102 (1947). 27. W. COCHRAN, Acta Cryst. 9, No. 3, 259 (1956). 28. F. R. N. NABARRO, Proc. Phys. Sot. 52, 90 (1940).
A
L’ETUDE
DE
LA
D’ALLIAGES
A
PRECIPITATION
BASE
DE
DANS
UN
GROUPE
NICKEL*
J.MANENCt L’Btude d’un ph&om&ne de pr%pr&ipitation dans un alliage Ni-Cr 80-20 durci avec de I’aluminium et du titane a conduit iL explorer la pr6cipitation dans les allisges de base Ni-Al, Ni-Al-Ti, Ni-Cu-Al, Ni-Si, Ni-Cu-Si, Ni-Mo-Si. Tous ces alliages ont la &me structure, c’est-&-dire, qu’une phase cubique B faces cent&es ordonnee pr6cipite dans une matrice cubique & faces centrhes. L’Bvolution est la mame pour tous: stade de pr6pr&ipitation pour des revenus courts avec diffusion anormale des rayons X, sous forrne de noeuds satellites au voisinage des noeuds de la matrice; structures intermbdiaires l&g&rement quadratiques par suite de la coh6rence; pr&ipit& visibles de structure cubique. I1 existe deux categories d’alliages: ceux qui forment des pr6cipit6s en plaquettes et ceux qui les forment en cubes. Ces derniers existent pour les teneurs donnant une diffbrence de param&res entre matrice et pr&ipit& de l’ordre de 0,Ol A.
STUDY
OF
PRECIPITATION
IN
SEVERAL
NICKEL-BASE
ALLOYS
The investigation of the pre-precipitation phenomenon in the alloy Ni-RO’+Cr 20%, hardened with aluminum and titanium, has led to the study of precipitation in the following nickel-base alloys: Ni-Al, Ni-Al-T& Ni-C&Al, Ni-Si, Ni-Cu-Si and Ni-Mo-Si. All these alloys precipitate an ordered face-centred-cubic phase in a f.c.c. matrix. The ageing sequence, identical for all the alloys, is as follows: pre-precipitation stage after short ageing periods there is the presence of anomalous X-ray scattering in the form of satellites near the matrix Bragg spots; intermediate phase-slightly quadratic as a result of its coherency with the matrix; the visible stable precipitate processing a f.c.c. structure. Two classes of alloys exist: those in which the precipitates form platelets and those which form cubic particles. The second category appears when the concentration provokes a difference in parameters between the matrix and the precipitate of the order of 0.01 A.
BEITRAG
ZUM
STUDIUM
DER
AUSSCHEIDUNG
LEGIERUNGEN
AUF
BEI
EINER
GRUPPE
VON
NICKELBASIS
Das Studium der “Vor-Ausscheidung” bei einer SO-20 Ni-Cr Legierung, die durch Aluminium- und Titanzusatz gehiirtet worden war, fiihrte zur Untersuchung der Ausscheidung bei Legierungen auf der Basis Ni-41, Ni-A-Ti, Ni-Cu-Al, Ni-Si, Ni-Cu-Si, Ni-Mo-Si. All diese Legierungen haben die gleiche Struktur, d. h. in einer kubisch-fliichenzentrierten Matrix scheidet sich eine geordnete kubisch-fliichenzentrierte Phase aus. Der Verlauf ist bei allen der gleiche. Nach kurzem Anlassen ein Stadium der “Vor-Ausscheidung” (Zonenbildung), verbunden mit anomaler RGntgenstreuung in Form von die infolge der “Satelliten”, die den Reflexen der Matrix benachbart sind; ifbergangsstrukturen, KohBrenz leicht tetragonal verzerrt sind; schliesslich sichtbare Ausscheidungen kubischer Struktur. Zwei Gruppen von Legierungen wurden gefunden: Bei der einen haben die Ausscheidungen die Form von Pliittchen, bei der anderen die von Wiirfeln. Diese letzteren treten dann auf, wenn der Gehalt an Zusatz eine Differenz der Gitterkonstanten (zwischen Matrix und Ausscheidung) der GrGssenordnung 0,Ol 8, vrrursacht.
Ce travail precipitation
lors
du
Ni-Cr 80-20 durcissables Les
precipite
a eu pour base de depart 1’6tude de la
proprietes
vieillissement
des
de la solution
des rayons X l’evolution
solide
ACTA
METALLURGICA,
VOL.
de la precipitation
et nous
Ceci nous a conduit comme Bagariatsky et Tiapkine(lc~rrJs) et independamment, a l’etude d’alliages
France.
7, FEBRUARY
6, faces
avons pu constater trois stades. Un st,ade dit de preprecipitation, un stade avec structures intermediaires oh matrice et precipites sont encore coherents, enfin le stade oh les structures sont celles d’6quilibre.(s~g)
nickel chrome ont et6 ameliorees par l’incorporation d’aluminium et de titane, susceptibles de former des precipites par revenu apres trempe.(l-@ Par la determination des diagrammes d’equilibre correspondants TAYLOR et FLOYD(') ont montre que le * Received March 25, 1958. t O.N.E.R.A. Chatillon sous Bagneux,
de la phase N&AI cubique
Pour notre part, nous avons suivi par la diffraction
et tenaces a chaud.
r6Sactaires
derivait
cent&es de maille ordonnee type CusAu.
alliages
1959
124
MANENC:
PRECIPITATION
DANS
plus simples de base, tels que Ni-Al,03) Ni-Ti(l5)
et a d’autres
graphique
GROUPE
a partir desquels nos premiers resultats.
nous avons
Tous
DE
NICKEL
125
EXPERIMENTAUX
les a&ages
mentionnes
plus
haut
ont
les
structures successives suivantes: Apres remise en solution et trempe b l’eau ils se composent d’une seule phase cubique a faces centrees:
L’alliage Ni-Cr 80-20 est un alliage industriel composition Cr 19,5%, Al 1,5%, Ti 2,4%. Les autres alliages ont les compositions
de
la solution solide sursaturee.
Apres revenu isotherme
a des temperatures
suivant la composition,
variables
cette phase se transforme
suivantes:
preprecipitation. accroissement
+ 7,87/, Al; Ni + 2% Ti + 5y/0 Al;
Ni + 70/;, Ti + 2”/0 Al;
A BASE
RESULTATS
cristallo-
Mlthodes expt%imentules
Xi
D’ALLIAGES
Ni-Al-Ti,o*)
alliages de structure
sembableo6)
generalise
UN
en passant par un stade de
Ce stade
est
des proprietes
caracterise
mecaniques,
par
un
en parti-
culier, la durete Fig. 1, et par la diffusion anormale des rayons
Ni + 20% Cu + 6% Al;
Ni + 70,/, Xi; Ni + 30y0 Cu + 50/, Si;
Ni + 75%
X au voisinage
diffraction
des raies et des noeuds
de
de la matrice.
MO + 5% Si. Ces derniers ont Bte Blabores specialement de metaux
raffines et comportaient
A
a partir
moins de 0,30/
950
d’impuretes. Les teneurs
en elements
durcissants
ne sont pas
critiques, elles ont et.4 choisies de man&e pourcentage
Bleve de phase precipitee
& avoir un
tout
z-00
en con-
servant une temperature de debut de solution solide comprise entre 900” et 1050°C. Le Titane, le Chrome, le Cuivre, le Molybdene difference
de parametre
appauvrie aurions
et
celle
pu utiliser
du
accentuent,
ou reduisent,
lS0
la
entre la maille de la matrice precipite
d’bquilibre
vraisemblablement
100
(nous
d’autres
FIG. 1. Courbes Courbe A Courbe B Courbe C Courbe II
ments tels que le tungstitne ou le tantale par exemple). Echantillons A partir des lingots nous avons fait decouper bandes
de
5 x 5 mm
de
section,
65 heures a 108O”C, trempees
a l’eau puis laminees.
11 existe alors deux formes 1. Pour
les alliages
Ni-t2%
30% Cu+5%
de fusion,
(apres
Les gros grains ainsi obtenus ont don&,
apres laminage, des Bprouvettes de 1 a I,5 d’epaisseur, exemptes ou presque de fissures.
mm
Examens aux rayons X. Les methodes
exposees ailleurs(g) sont les suivan-
tes:
Ti+50/,
Debye-Scherrer
monochromatique
Cu et Cr.(ls)
en
rayonnement
Diffusion au voisinage des taches de Bragg pour les
de diffusion anormale:
Ni + 7,80/ Al, Ni + 7% Al,
Al, Ni+7%Ti+2y0Al,Ni+
Si, Ni+7,
5% Mo+5%
Si, la diffusion
se presente sous la forme de noeuds bien resolus situ& au voisinage
des noeuds du reseau reciproque
de la
matrice et sur les rangees (100) exactement comme pour les alliages Cu-F+Ni(21) et Ni-Cr-Cu.(17) Les noeuds (h,O,O,) ne cornportent qu’une seule paire de tels noeuds, (h&O) deux paires, enfin (h,k,Z) 3 paires. La Fig. 2 montre les taches
Diagrammes
heums
des
ieure a la temperature decoupage).
t
de dureth: Vickers 30 kg. Ni -C 7y/0 Al. 524°C Ni 4 7% Al; 55OT Ni + 7,8% Al; 550°C Ni + 7,!3% Al; 650°C
homogeneisees
Certains alliages trop fragiles aux joints des grains ont 6th port& sous vide a une temperature de 50” inferde debut
1S
10
5
ele-
de Bragg (111) et (200)
obtenues b l’aide du monta.ge a double focalisation pour un echantillon polycristallin a gros grains de Ni + 30% Cu + 5% Si vieilli.
gros cristaux par montage a double focalisation.(lg) Diffusion centrale-Methode Guinier avec monochromateur et chambre a vide,t20) rayonnement
La Fig. 3 donne les raies DS (220), (311), (222) avec leurs satellites pour le Ni + 7,504 MO + 5% Si revenu 2 hr a 650°C.
CuKu. Les Micrographics sont dues & Madame Ch. Buckle et G. Lenoir et ont Bte real&es b l’aide d’attaques
Les alliages &urn&es ci-dessus ont des differences de parametres relatives entre precipites et matrice a
mises au point pour les nimonics(3)
7OO”C, superieures a 0,5%. 2. Pour les alliages de
la
categoric
du
Ni-Cr
126
ACTA
METALLURGICA,
VOL.
7, 1959
FIG. 2. Ni + 3076 Cu + 5% Si; 16 hr 500°C aprbs trompe ZLl’eau.
SO-20 Nimonic tels que Ni + 7% Si et Ni + 20% Cu + 6c/ Al la diffusion satellite pour les noends (k,O,O) est dans la direction du centre (O,O,O) mais elargie en cone de meme axe. Pour les noeuds (111) et (222) elle prend la forme de calottes spheriques avec legers renforcements au voisinage des rangees (100) mais qui ne sont pas resolus. Sur les dia~ammes l’intensite diffusee est nulle sur le plan perpendiculaire & la direction du centre. La Fig. 4 montre un diagramme obtenu dans les memes conditions que pour la fig. 2 sur du Ni-Cr 80-20 vie% 16 hr 700°C aprks trempe ZLI’eau. Pour les deux familles les maxima des satellites se rapprochent des raies principales au fur et L mesure que le vieillissement se poursuit. La diffusion se trsnsforme en diffraction correspondant aux domaines des pr&ipit& et de la matrice appauvrie de dimensions su~santes comme nous l’exp~querons plus loin. A ce stade les structures ne sont pas cubiques, mais quadratiqueso4) surtout pour les alliages a grand Aa ou pour maintenir la coherence les reseaux se deforment dans le plan des plaquettes. Les precipitks
FIG. 3. Ni + 7,5% MO + 5% Si; 4 hr 650°C aprbs trempe B l’eau.
FIG. 4. Ni-Cr, 80-20, tzkhes de Bragg (111) et (ZOO), 16 hr 700°C.
sont en offet visibles apres attaque anodique et se presentent sous forme de plaquettes dont les grandes faces sont paralleles aux plans (100) du reseau de la matrice. Elles paraissent constituees en &alit6 par la juxtaposition de parallelepipedes Blementaires separes par d’etroites bandes de composition differente et que l’on peut supposer voisine de la, matrice appauvrie.
FIG. 5. Ni -t 7,8% Al, micrographic Blectronique 300 750°C x 20.000.
hr
MASENC:
PRECIPITATION
DANS
UN
GROUPE
D’ALLIAGES
,4
BASE
DE
127
NICKEL
DISCUSSION
A l’etat
trempe
comme
a l’etat
d’equilibre,
ces
alliages ont mgme structure et ne different que par les valeurs des parametres des mailles. Apres revenu, les reseaux des precipites et de la matrice restent paralleles, les plans de precipitation les plans (100).
et de coherence
sont
Le precipite a une structure ordonnee
basee sur Ni,Al
ou Ni, Si.
11s passent par les trois
stades de precipitation. Avant
d’envisager
important
Bagariatsky trempe FIG. 6. Xi 1. 30”& Cu + 5% Si, microgrsphie 640°C + 75 hr 7OO’C x2.000.
optique
116 hr
et Tiapkine’ll)
les diagrammes
graphies dont
montrent
des precipites
les aretes sont paralleles
du reseau de la. matrice;
en forme de cubes aux directions
(100)
il est un fait
ont
de rayons
signale X
qu’apres
comportaient
deja des taches de diffraction correspondant aux noeuds de structure ordonnee des precipites. Nous les avons trouve
Pour les alliages b Aa plus petit que 0,Ol A,les micro-
ces trois stades,
& examiner c’est 1’Btat tremp&
Ni + 7,K%
aussi pour les Bchantillons
Al pour
Btait relativement de la vitesse,
lesquels
lente.
la vitesse
Bpais de
de trempe
Pour voir l’influence
nous avons
examine
exacte
des Bchantillons
apres des revenus suffisam-
ment longs tels que par exemple
1000 heures a SOO”C,
ils sont places en files suivant les axes (100) et parfois group& dans les plans (100). La Fig. 5 montre les plaquettes Al grossissement
le Ni + 30°, Cu + 5% Si. La Fig. i est une micrographic pit& dam
pour le Ni + 7,8%
30.000, la Fig. 6, les plaquettes
le Ni + 7% Si-La
204/o Cu I So; Al. Les resultats precedents
montrant Fig.
peuvent
dans
les preci-
8 dans le Ni + Btre resumes par
le tableau suivant oh nous avons marque pour chaque alliage la difference de parametre entre matrice et precipite et la forme des diffusions anormales ainsi que
FIG.
8.
des precipites visibles par la suite. Nous avons signaW4) tant des plaquettes donnaient
que certains alliages precipi-
apres trempe
de la diffusion
B l’eau et revenu,
anormale
identique
a celle
du deuxieme groupe pour un refroidissement relativement lent. Les precipites visibles sont aussi cubiques.
d’epaisseur 3/100 de mm de cet alliage et de Ni + 3Oq$ Cu + 5% Si. Nous n’avons pas trouve de taches sur les diagrammes Debye Scherrer pas plus que de diffusion centrale alors qu’il en apparait comme nous le verrons plus loin au tours du vieillissement. 11 semble que les conditions de trempe jouent un grand role en cette affaire surtout pour les alliages b forte teneur en elements durcissants. Nous allons considerer le premier groupe d’alliages au stade
de preprecipitation;
il donne
des effets
comparables a ceux dorm& par les alliages ternaires Cu-Ni-Fe, et Al-Ni-Co qui ont fait l’objet d’etudes th60riques.(21,22*23)Voyons laquelle parmi ces theories peut la mieux rendre compte de nos resultats. Soit une perturbation de la regularite du reseau se traduisant par une modulation du facteur de structure et par un deplacement periodique des atomes dans une direction (loo), ceci suivant des ondes planes de FIG. 7. Ni +
7%
Si, 64 hr 850°C
x 1875.
grandes dimensions
par rapport a la longueur d’onde.
ACTA
128
METALLURGICA,
VOL.
7,
1959
Le calcul permet de trouver une diffusion en forme de
deuxieme
satellites Bquidistants des noeuds du reseau reciproque
tion du temps de vieillissement
et dont l’ecartement de l’equivalence
depend
de la periode.
des trois directions
Du fait
(100) il y a une
theorie, la diminution
lites aux grands angles. m&me sens, l’existence
paire de satellites pour les noeuds (h,O,O), deux pour
DS d’un “deuxieme
(h&O) et trois pour (h&Z).
matrice appauvrie.
recemment
par Tiedema,
les alliages Au-Pt. cas de negliger Blectronique).
Bouman
et Burgers(24) pour
(11 est possible dans la plupart des les effets
La theorie
des satellites
Ces calculs ont et6 repris
de variation prevoit
de densite
une largeur
et de la raie principale
pas vrai experimentalement. points
rapprochement qui devrait longueur
du des
MODULATION
exprimees
pour Les
structural.
du
avant
ou pendant
le
a la diffraction.
On
peut
suivante:
un
I’expliquer
de la man&e
pour
en
difficulte:
noeud
du temps
le
principal de la
de revenu;
difficile a admettre.
PERIODIQUE
p&s
ordre apparait
passage de la diffusion anormale
ce qui n’est
a une augmentation
en fonction
ThCorie des Germes Isolb. elle est plus
Autre
satellites
ce fait est physiquement
ordre” de diffusion du c&Z de la
11 faut done faire appel
reseau.
correspondre
d’onde
On peut noter aussi, dans le
sur certains de nos diagrammes
Bgale
Q une variation de la longueur d’onde de modulation diffirents
Ce deuxieme
du diametre en fonccomme pour les satel-
DU
RESEAU
Developpee
des theories
par Guinier,
de la precipitation
les alliages legers a durcissement germes sont repartis au hasard.
11s sont
form& d’une plaque centrale de quelques on peut supposer sit composition plans atomiques; voisine de celle du precipite d’equilibre (raies de structure ordonnee). Le plan de precipitation est (100). Ce noyau est horde de deux zones de m&me forme dont la composition distances direction
est celle de la matrice appauvrie.
reticulaires
varient
(100) perpendiculaire
uniquement
Les
dans
la
b la grande base de la
plaquette ainsi formee. La variation d’ecartement dans la zone centrale est exactement compensee par celle des zones
exterieures;
la distance
reticulaire
moyenne
est ainsi celle de la matrice sursaturee.
diffusion
des rayons X n’a lieu que dans la direction
correspondante Le calcul
de l’espace reciproque.
precedent
mations
qui
intensite
de
La
faisait
conduisaient part
experimentalement
appel
a des
et d’autre
du
a des approxisatellites noeud
d’egale
principal;
cette intensite n’est pas Bgale mais
par un calcul plus rigoureux on peut rendre compte de ce resultat. 11 est vrai qu’une modulation simultanee du facteur
de structure
atomique
FIG. 9. Diffusion centrale Ni + 30% I;‘, 110 hr 400°C 1 hr 500°C (c) 64 hr 500°C 1 hr 540°C (d)
Cu + 5%
Si:
et de la distance
roticulaire peut donner le m6me effet. Pour alliages, il y a lieu de tenir compte de l’incidence variations de densite Blectronique sur l’intensite
nos des des
satellites. Quoique faiblement, ces variations sont decelables aux petits angles. La Fig. 9 montre les anneaux de diffusion au voisinage du centre, obtenus
complexe de grande taille mais encore coherent avec la matrice sursaturee chacune des trois parties donnerait si elle Btait seule une image de diffraction cent&e sur le point de l’espace reciproque correspondant a la valeur moyenne du parametre de sa maille. Celles des deux plaques exterieures de matrice
avec Ni -+ 30% Cu + 5% Si polycristallin differents revenus. On remarquera en faveur
appauvrie se superposent mais la difference de phase introduite par le noyau central donne une interference
pour de la
1lAXENC:
PRECIPITdTIOS
avec modulation.
Cette modulation
a deux
pies de diffraction
l’image
que donnerait
faible
sursaturee
Tiedema,
elles.
Au contraire,
a l’existence
d’une
entre le precipite
dissymetrique,
du c&e
est la plus faible.
11 y et les
si nous
du precipite
Pour l’autre
& faible difference de parametres la forme de interpretee
du reseau a trois dimensions.
Ces germes pourraient structure
voisine
par une La forme
visibles permet d’imaginer
l’apparition
au debut du revenu de germes cubiques centra,l de
ou de forme
comporter de celle
Ce noyau serait entouri? d’une coquille de La forme cubique explique appauvrie. la disposition
129
Cette deformetion du groupement
tandis
de la matrice peut 6tre a l’origine
des precipites
en files.
L’existence
d’une bande Btroite de matrice appauvrie precipites
que la
entre deux
pourrait reduire l’energie libre de deforma-
tion due a la difference de volume. Matriceprbcipitb a en A”
Composition
Matrice en A”
Ni Ni Ni Ni Ni
+ 7,8% Al. + 5% Al j 2% Ti + 2% Al + 7%Ti + 30% Cu + 5% Si + 7,5%,tio + 5% Si
-~~
Ni + 7% Si 80% Ni + 20% Cr Ni + 20% Cu + 6% Al
-_
.-
I -0,008 ;
+0,01 +0,009
non rCsolus
un noyau
du precipite
d’equilibre.
matrice qualitativement
SICKEL
dont
categoric
peut Btre difficilement
voisine.
DE
quasi hydrostatique
et la partie de
diffusion
des precipites
BASE
region de
d’alliages modulation
A
une compression
matrice appauvrie relative au suivant. Nous devrions alors le trouver pour un modele tel que celui de l’epaisseur
D’ALLIAGES
matrice est en extension sur les faces des petits cubes.
dans
le deuxieme ordre devrait il correspondrait d’apres le
apparaitre plus tot; modble de Hargreaves matrice
GROUPE
et ins&s
entre le centre
parties exterieures de la zone. une periodicit&
US
peut donner lieu
voisins
une seule d’entre
a en plus interference avions
DANR
de la diffusion
dans
Echantillons lamirks 70 heures 700°C.
50%
remits
3 heures
Nous venoms de montrer pour structure t&s voisine une evolution
8OOY” revenus
ces alliages de semblable de la
l’espace reciproque. On peut faire le rapprochement avec les resultats de Guinier et Walker sur l’aluminium argent(25) et avec
Nous avons rencontre deux formes de precipitation. diffusion anormale au stade de la preprecipitation en
les calculs de Huangc2’n et Cochrane(27) moditles a symetrie spherique.
polee
Les
derniers
auteurs
ont
causee par le deplacement
consider6
pour
la
des
diffusion
des atomes et ils ont montre
que la diffusion devait Btre nulle reciproque sur le plan perpendiculaire
dans l’espace a la direction
qui joint le noeud au centre. E xperimentalement pour nos alliages l’intensit6 diffusee est t&s faible dans ce plan pour les noeuds (111). Dans l’etat actuel de nos recherches que la theorie
des zones
mieux
de nos resultats
nous
compte
reste a comparer
categories
d’alliages
nous pensons
ou complexes
isoles rend
experimentaux.
le comportement
pour
les deux
stades
11
des deux suivants.
Pour le premier groupe la coherence entre matrice et precipite provoque desdeformations desreseaux le long du plan de precipitation. Les reseaux sont quadratiques tant que la relaxation
n’intervient
pas, mais elle ne
peut intervenir que lorsque les precipites sont suffisamment espaces. Ceci ne se produira qu’apres une coalescence poussee qui reduira les zones de cristal perturb6 et permettra au reseau de prendre sa structure d’equilibre cubique & faces centrees. Pour les autres a&ages la deformation du reseau du precipite apparait moindre que pour celui de la matrice. On peut penser que le noyau est soumis B 5
correlation
certaine avec la forme des germes extra-
a partir
semble
de celle
se degager
influence
des facteurs
pr&ipiti%. Nabarro(2s)
des precipites
de ces resultats geometriques
visibles.
11
une t&s grande sur la forme des
Cette influence avait 6335 prevue par qui avait montre par le c:~lcul que la
forme en plaquette Btait d’autant plus probable que la difference de volume entre matrice et precipite Btait plus
grande.
apparaissait tion de precipite
L’energie
Btait largement
libre
interfaciale
compensee
qui
par la reduc-
l’energie de deformation en passant du spherique de m6me volume au precipite
“aciculaire”. BIBLIOGRAPHIE 1. P. CHEVENARD et X. WACHE SCHWEIZER, SchweizerArchiv. 127 (Avril 1952). etC.G. Cmv~~,Specitcl Report 2. L.B.PBEIL,H.P.ALLEN no. 43. Iron and Steel Institute, London (1$51). _ 3. C. B~CKI.E et J. POULIGNIER, Rev. Met. 53, So. 3, 1233 (1956). 4. %. I&LLIE et J. POULIGNIER, Rev. Met. 51, No. 3, (1952). 5. W. BETTERIDGE et A. W. FRANKLIN, J. Inst. Xet. 85, part II, 473 (1957). et N. J. GRANT, J. Metals W. 1’. 3. 211 6. R. NORDHEIM (1954). 7. A. TAYLOR et R. W. FLOYD, J. Inst. Met. 52, So. 80,577 (1951); Ibid. 53, No. 81, 25 (1952); Ibid. 53, No. 81, 451 (1952). C.R. Amd. Sri., Pnris. 238, 1817 (1954); 8. J. MANENC, Ibid. 240, 2413 (1955). J. MANENC, Rev. Met& 54, No. 3, 161 (1957). 1:: A. BAGARIATSKY et N. D. TIAPKINE, Dokl. Akzd. Nauk. SSSR 108, Xo. 3, 451 (1950).
ACTA
130
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11. A. BAQARIATSKY
SSSR 12. 13.
14. 15.
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METALLURGICA,
et N. D. TIAPKINE,
Cristallographie
VOL.
7, 1959
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