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Etude de l'etat de dispersion du solute dans les solutions solides d'aluminium diluees
ETUDE DE L’ETAT DE DISPERSION DU SOLUTE DANS LES SOLUTIONS SOLIDES D’ALUMINIUM DILUEES* E. DARTYGE,f
M. LAMBERT,?
et A. M. LEVELUTt
G. LEROUXt
Des a&ages dilu& Al Ni, Al Mn et Al Zn sont Btudi6a au moyen de la, diff&on dss rayons S aux petits angles, afin de d&erminer dans quelle mesure le soIut6 est vraiment dispersh. Les zbllifbgessont trait& de m&&e B obtenir la meilleure dissolution: trempe repide depuis l’btst liquide pour Al Ni et. Al Mn et trempe dopuis une temp&ture d’homog&%srttion pour Al Zn. Le taux de regroupemont est foible pour Al Zn et Al Mn alors que Al Ni prbsente toujours des h6tCrog6n6it8s de dimensions variables. Dans tous les cas, 1~ structure bvolue rapidement par recuit au-dessus de 300%. SOLUTE
DISPERSION
IN DILUTE
AL~~MI~IU~~
SOLID
SOLUTIONS
A] Ni, Al Mn and Al Zn dilute alloys were studied by low angle X ray diffraction, in order to determine if t,he solute is really dispersed. For obtaining the best dissolution, Al Xi and Al. Mn were rapidly quenched from the melt, and Al Zn was quenched from an homogenization temperrtture. The regrouping rate is small for Al Zn and Al Mn, while Al Ni always shows variable dimension hetxrogeneities. In all cases, the structure evolves rapidly by annealing at temperature higher t’han 3OOOC. DISPERSION
DES
FREXDSI’OFFS
IN VERDUNNTEN
ALUXINIL~~~LEGI
ERUNGEN
Verdiinnte Al Ni-, Al Mn- und Al Zn-Legierungen wurden mit Hilfe der R~nt.genkleinwinkelstreuung untersucht urn festzustellen, ob dz zulegierte Bestandteil wirklich dispers verteilt ist. Urn gr6Rte Homogenii& zu erreichen, werden Al Ni und Al Mn &us der Schmelze und Al Zn von der Homogenisierungstemperatur schnell abgeschreckt. Die Geschwindigkeit der Ausscheidung ist, in Al Zn und Al Mn klein; in Al Ni beobachtet man dagegen immer He t,erogenit&ten vorschiedener GrBRe. In allen Flillen antstehen bei rlnlal3temperaturcn oberhalb 300°C sehr schnoll Ausscheidungsst,rukturcrr.
1. INTRODUCTION
Un certain nombre phrimentaux
ont 6th consaw&
cations
proprit%s
des
l’allie B diffkents
solutions
solides.
samment
r&ultats
ambiante
l’aluminium
en particulier,
mbtastables
de
theoriques
relativement
et
ent pas tendance partiellement
conclusions
des
concentrks (5,7 %
d’aluminium centrale
diluks
des rayons
par
X. Deux
de
cas diffkents
concentration
etudes
VOL.
d’impuretks
&gale & lo-*)
Le lingot obtenu
en le maintenant
est ensuite homo-
8 jours B 600°C.
11 est 1aminC Les
ambiante.
dont la teneur exacte
On a ainsi
en Zn a 6th dBterminBe par analyse chimique : 0,95,
diffusion ont CtB
1972
par fusion dans
une semaine B la tempkatnre
0,49 et 0,32%. Dans le cas des deux fautres alliages, les matkiaux de d&part : Al, Ni, Mn aviant une concentration pure&
infkieure
& IO-*.
La premikre operation
d’imcon-
siste bgalement B preparer un lingot par fusion au four B induction.
tant que la
20, FEBRUARY
&ait done diffhrente
fabriquk 3 types d’@chantillons
Ensuite, on extrait des b&tonnets de 10
B 50 mg de m&al d’une m&me partie du lingot et on prhpare la solution solide par trempe ultra rapide de
de Zn reste inftkieure L 2 y0 ;
METALLURGICA,
ET
et d’alliage
I’alliage B l’btat liquide:
* Received May 10, 1971. i Service de Physique des Solides Associ6 au CNRS, F&cult& des Sciences, Orsay (Bl), France. $ Nous parlons toujours de concentrations atomiques. ACTA
ECHANTLLLONS EXPERIMENTALE
(concentra-
-d’une part, celui des solutions solides de Zn dans l’aluminium qui, d’aprits le diagramme d’bquilibre, ambiante
DES D’ETUDE
tion maximale
examin& :
sont stables it la temperature
par
~cha~tillons sont ensuite recuits B 650°C et refroidis en
une Etude des alliages
la, mbthode
dGvelopp6e au Laboratoire
de facon Stobtenir des feuilles de 80 p d’hpaisseur.
effectuees sur ces alliages. Nous avons done entrepris
solides
un creuset en alumine d’un mBlange d’Al
g&G&
ce qui modifierait diverses
solutions
sont obtenues en utilisant la technique de
Al Zn & 4,62%.
les atomes de solute n’avai-
b se rassembler,
les
des
Les alliages AI Zn ont Bti obtenus
de
Zn)$ nous ont conduit 8. nous demander si, m&me dans le cas de solutions dilkes,
lesquels
La prkparation des khantillons
lors de 1’Btude k haute tempkr-
ature d’alliages Al-Zn
Mn,
suivant la nature du solut&: Zn, Mn et Ni.
de t&s petits amas de Zn dans l’aluminium atomes)
pour
METHODE
que le
ainsi que ~observation
et
2. PREPARATION
En fait, l’existence
entre p&visions
de transition
Dixmier.
solides suffi-
puisse imaginer
celui des m&aux
trempe ultra-rapide(2)
les
de r&istivit&,
part,
Ni, qui ne sont pas du tout solubles B la tempbrature
pour former des
de solutions
dispers8.
e~p~rimentaux
l’existence (quelques
m&aux
dilukes pour qu’on
solute soit parafaitment d’un certain d&accord
de
cristallin,
magnktique,
et ex-
B 1’6tude des modifi-
On a &udiG,
de param&re
susceptibilitB
thkoriques
physiques
lorsqu’on variations
-d’autre
de travaux
les ~chantillons
obtenus ont
quelques millim&res de diam&tre et environ 20 ,I.J d’Bpnisseur. Cette dpaisseur n’est du reste pas uniforme 233
ACTA
234
les Bchantillons
et
prktent.
moins
quantitative D’autre
produits
bien
au moyen
mkthode
imperfections
B preparer
d’aluminium
se
B une Etude
de la diffusion
au tours de la trempe,
avons 6th conduits des kchantillons
cette
que les pr&dents
part’, certaines
introduites
par
METALLURGICA,
des rayons cristallines
X. sont
c’est pourquoi nous
par la m6me m6thode pur, afin d’effectuer
une
VOL.
20,
du solut6. V, est
1972
Pour les alliages Al Mn BtudiBs, le volume
&al&
cristallin
B partir
effect&es
Etude quantitative
obtenus
par
d’alliages
ont Bt6 examin&
la m&me
mkthode.
de la sonde de Castaing, g&&t6
et de mesurer
avons utilisk quake
afin de verifier leur teneur
\Al Ni 2 f
3. METHODE
La m&hode faisceau
experimentale
reprises. f3)
de rayons
normalement
consiste
de l’angle
rendue quantitative
Bchantillon;
diffuske et ses variations est
par comparaison
B l’intensitk
du
est exprim6
en
pouvoir
diffusant,
donneraient
(3, = 1,54 A)
La mesure
direct incident
diffusant
un
de diffusion.
faisceau qui,
B envoyer
de la lamelle
on mesure ensuite l’intensit6 en fonction
et le rksultat
c’est-A-dire
en nombre
independamment
d’klectrons
les uns des autres,
le m$me effet dans les m&mes conditions
expkrimentales.
Ce pouvoir
atome
de la matrice
l’angle
de diffusion
diluke et les atomes
diffusant,
d’aluminium, lorsque
regroup&
la
don&
en amas,
le pouvoir
dans l’espace le domaine
diffusant
rkiproque.
angulaire
n’est
Cependant,
oh sont effect&es
2 cas sont d envisager:
Les amas restent petits, ils ne contiennent
que
quelques atomes : le pouvoir diffusant I est constant,
X monochromatique
B la surface
pour Al Mn,
Lorsque les atomes de soluG ne sont plus dispersk, mais
-1.
utiliske a dkj& Btk d&rite
Elle
se limite
pour Al Zn,
1,19
&ant
EXPERIMENTALE
lorsqu’on
est 6gal 8:
0,79 pour Al Ni.
nos mesures,
i Al Mn 4,2 & 0.2%
0.2%
0,l
plus constant
Al Mn 3,3 & 0.2%
0.27;
qui est pratiquement
de la concentration
aux faibles concentrations
leur homoNous
m&me
correctif
Ce terme
independant
au moyen
en solut6.
le
du solut6.
Bchantillons
alliages :
\A1Ni 3 f
B plusieurs
Les
sur
done B 1’6tat reel de dispersion
des alliages
par fluorescence
de param&re
Bletry(5)
alliage ; il correspond
6tude des effets de la trempe ultra rapide SUP l’aluminium pur avant. toute
des mesures
par.
ramen
& un
ne varie pas avec solution
solide
de solut6 parfaitement
est
sa valeur absolue
est supkrieure B 1,
I/I,
donne le nombre d’atomes
-2.
Les
et le rapport
par amas.
amas ont une taille superieure
pouvoir
diffusant diminue
l’analyse
de la courbe
B 5 A:
le
avec l’angle de diffusion et
donne
les dimensions
et le
nombre des amas.(7) 4. ECHANTILLONS
D’ALUMINIUM
Des mesures ont Bt6 effectu6es d’6chantillons
d’aluminium
sur les deux sortes
qu’on
par laminage d’un morceau
peut obtenir
d’aluminium
Les r&ultats
par trempe ultra rapide.
PUR
soit
massif, soit sont report&
sur la Fig. 1 (courbes 1 et 2) et cornparks & la diffusion
dispersks.
I1 est alors donn6 par l’expression: I,
= C(F, -
F)2 (1)
Oil
c est la concentration
atomique
F, et F sont les facteurs solvant
du solut6,
de diffusion atomiques
du
et du solut6,
V, et V, les volumes
atomiques
du
solvant
et
de la
solution. Dans l’expression diffusant
de ce pouvoir diffusant ou pouvoir
de Laue figure un terme correctif@)
compte de la variation traine la substitution volume
qui tient
de dens% klectronique qu’end’un atome de solvant de
V, par un atome &ranger
de volume diffkrent.
Pour les alliages Al Zn et Al Ni, le volume V, est calcul6 $ partir du volume atomique des mktaux purs; par conkquent, Bventuelles
on ne tient pas compte des variations
de la distorsion
avec 1’6tat de dispersion
-x-x
!G
LX
I
I
I
(I1
-x*x-x7x_
H(3) -x-x-x-X x 1
I
i
,
!
012345678 sx IO’ I-, FIG. 1. Pouvoir ~o~op$tc~.stallin;
. -
diffusant de Al pur: (1) Bchantillon de (2) Bcha+on de 20~ tremp6; (3) courbe theorque, X X X points expkimentaux.
DARTYGE
et at.:
DISPERSION
DU
SOLUTE
observee dans le cas d’un Bchantillon d’aluminium monocristallin (courbe 3) : on voit immediatement que les Bchantillons obtenus par trempe ultra rapide donnent lieu & une diffusion beaucoup plus intense. Dans le cas de l’bchantillon monocristallin, on rend tres bien compte des resultats obtenus en additionnant les effets dus a l’agitation thermique et a l’effet Compton. f4) La somme des deux contribut,ions correspond exactement aux points experimentaux de la courbe 3. L’echantillon lamine polycristallin (courbe I) donne lieu & une diffusion d’intensite legerement superieure au cas precedent et pratiquement constante dans le domaine angulaire oix sont faites les mesures. L’origine de l’augmentation de diffusion est le phenomene de double diffraction, la contribution correspondante a et&Bvaluee par Warren f6)dans le cas d’une poudre dont les grains possedent une structure parfaite, mais sont orient& au hasard. Le pouvoir diffusant est alors une fonction croissante de l’bpaisseur e de l’echantillon que nous avons Bvaluee pour l’aluminium pur :
s &ant la longueur du vecteur de diffusion exprimee en A-l. Get effet permet de rendre compte resultats obtenus pour l’~chanti~lon ~aluminium pur polycristallin (Fig. 1, courbe 1). L’intensite due ii la doubie diffraction est t&s notablement augmentee d&sque la structure cristalline des grains n’est plus parfaite, c’est-a-dire d&s qu’on a affaire a de la distorsion. Cet effet pourrait done sembler responsable des valeurs Blevees du pouvoir diffusant des echantillons d’aluminium obtenus par trempe ultra rapide (Fig. 1, courbe 2). Cependant, ces ~chant,i~lonssont tres minces (20 ,u) et il est impossible que la double diffraction puisse expliquer une telle augmentation du pouvoir diffusant. Celle-ci doit done Btre expliquee par la formation, au tours de la trempe, de groupements de lacunes coagulees. Pour verifier cette hypothese, nous avons et& conduits B recuire les Bchantillons a des temperatures croissantes pendant une heure, a!& de determiner la temp~rat,ure ii partir de laquelle Ies defauts introduits par trempe evoluent rapidement. Les resultats experimentaux sont represent& Fig. 2: nous voyons que le pouvoir diffusant commence a diminuer vers 300°C et que l’evolution est pratiquement terminee b 600°C bien que l’intensite diffusee reste toujours superieure a celle que donne un Bchantillon non trempe. Nous avons done admis que la diffusion observee Ptait
DANS
LES
SOLUTIONS
SOLIDES
335
SXlO?x-’ FIG. 2.
~luminiumpur trempk
due It la presence de cavites: l’analyse des courbes experimentales permet alors de determiner la taille et le nombre de ces cavit&. Nous avons soustrait des courbes experimentales de la Fig. 2 l’intensite diffusee par un echantillon d’aluminium lamine de meme Bpaisseur, et v&if% (Fig. 2 bis) que Ie pouvoir ~ffusant obeit bien a une loi de Guinier :f7)ses variations avee .s peuvent &re d&it& par une gaussienne dont la largeur ne varie pas aver la temperature de recuit ; cela signifie quel la taille des cavites demeure inchangee, mais que leur nombre diminue. Dans l’hypothese de cavites isotropes, nous avons determine un rayon de 5 b et une concentration atomique totale des lacunes introduites par trempe &gale & 10-a. Ce resultat peut sembler un peu su~renant, car la concentration des lacunes mesuree au voisinage du point de fusion de I’aluminium par Simmons et Balluffi@) est elle-m&me do 10d3. En fait, il faut realiser que la trempe ultra rapide se fait a partir de la phase liquide et que des cavites peuvent &re introduites au moment de la solidification de 1’Bchantillon. D’autre part, le fait que ces cavitits s’~liminent lentement~ audessous de 300°C est en accord avee les observations
5
5
F -
FIG. 2 his.
_~lum~niurn pur tremp& Trod l~g~rit~hrniqui~. ~pp~osim&tion de Guinier.
ACTA
236
de nombreux
METALLURGICA,
auteurs(sJO) qui ont obtenu
stables B la temperature
VOL.
20,
1972
des cavitt%
ambiante dans des Bchantillons
trempks depuis 1’6tat solide de haute tempkrature.
De
toutes fapons, nous voyons que la trempe ultra rapide perturbe skieusement bation
s’6limine
les Bchantillons et que la pertur-
doucement
Cet’te rkorganisation modifications
doit
de structure
par conskquent
jouer
au-dessous siirement
de
300°C.
provoquer
des
dans le cas des alliages et
sur le taux
de dispersion
du
0.95 at Zn% 0,49 at Zn%
solut& D’autre
part, dans le cas des alliages, la diffusion
due aux dkfauts cr&s par la trempe intervient
comme
un effet parasite et se superpose & celle don&e
par les
atomes
de solut6.
Nous
en avons
tenu compte
en
temperature
la diffusion
de
soustrayant
B chaque
l’aluminium
pur tremp6 de celle de l’alliage
On peut remarquer
toutefois
tremp6.
que cette correction
L o;
T, “C
FIG. 4. Al Zn variation du taux de regroupement P avec la temp6rature.
est
toujours faible devant le pouvoir diffusant de l’alliage
diffusant mesure ne varie pas avec l’angle de diffusion
et ne modifie pas sensiblement
et qu’il est toujours
les rksultats.
Dans le
supkieur
& la valeur
calcul&e
cas des Bchantillons d’A1 Zn qui, eux, ne sont pas obte-
IL.
nus par trempe
au hasard et, du rapport entre les valeurs mesurke et
contribution thermique
rapide, nous avons consid&
et de double diffraction
pour l’aluminium expkrimentaux
Alliqes
que la
au pouvoir diffusant des effets Compton, Btait la mkme que
pur et done soustrait la somme
des rksultats
de ces trois contributions.
Les rkmltats solutions
calculke du pouvoir diffusant, nous pouvons d6duire le taux
moyen
d’association,
avec
solides parfaitment
Nous constatons
sont rep&sent&
les valeurs calcult5es pour
Fig. des
d6sordonn6es,
que dans tous les cas le pouvoir
dans
le
domaine
+
(II +
4-
concentrations B 2.
Btudi6
En fait, dans
le diagramme d’kquilibre
que la phase stable est une solution
d&ordonnke
l’effet
d’une dep.
solide
616vation de temperature
devrait done &re une augmentation
du dhsordre, c’est-
C’est bien ce qu’on observe
expkimentalement
(Fig. 4).
existent comportent
moins de 3 atomes, on peut relier
directementp
+ -t+t++
de
infkieur
cette zone de concentrations, pr&oit
&-dire une diminution
t
le nombre
Les rksultats sont rassembk dans le l’alliage. Tableau 1 et montrent que les amas restent toujours puisque p est toujours
exp&imentaux
c’est-k-dire
moyen p d’atomes Zn par amas de solut6 existant dans
petits
Al Zn
3 et confront&
Le solute n’est done pas disperse compktement
-
1 au coefficient
Comme d’ordre
t,ance tc1t7)utilis6 dans de nombreux la temperature
les amas
qui
B petite dis-
travaux.
Lorsque
varie :
3-
T; 1 2 Y)
___-----------2-
-+.+-+
+ +
c l-
++
---------------++_ + - +=+-+ ---------------T
012345678 ~~102
Fournet
d’aprks
d’knergie entre la situation oh deux atomes de Zn sont
IL,
premiers
voisins
oti
W represente
IL,
(2)
la diffkrence
et celle oh ils sont B plus grande
1, TABLEAU 1. AlZn
a-1
FIG. 3. Al Zn pouvoir diffusant: (1) 0,95 %, I,, pouvoir diffusant de Laue correspondent; (2) 0,49 %, I,, pouvoir diffusant de Laue correspondent; (3) 0,32 %, It3 pouvoir diffusant de Lam correspondent.
C 0,95 0,49 0,32
variation du taux avec la concentration
de regroupement
I (mesur8 cl/at)
IL (elbt)
P
4,17 I,87 1,02
2,15 1,17 0,73
199 1,6 194
DARTYGE
et at.:
DISPERSION
DU
SOLUTE
distance. Si on ne tient compe que des interactions entre premiers voisins : w
=
EAl
Al
+
EZn
Zn
-
2EAl
DANS
LES
SOLUTIONS
237
SOLIDES
5C
Zn
Nos experiences conduisent alors a une valeur de W t&s petite: 0,04 eTr, et qni est de l’ordre de grandeur de la valeur prevue theoriquement (0,OZ eV) par Blandin et Deplante. (12) Ceci signifie qu’il n’y a pas de difference importante d’energie de configuration entre l’atome de zinc isole dans la solution solide ou associi! & un autre atome de zinc.
4c
30
z al ;
Dans ce cas, la situation experimentale est beaucoup moins favorable, car ie rayonnement X utilise, Bmission K’, du cuivre, excite la fluorescence du manganese et ceci donne lieu B uno diffusion parasite dont l’intensite est environ 10 fois plus importante que celle du phenomitne qui nous interesse. Neanmoins, nous pouvons conclure q~‘a~r~~ la trempe les 2 ~l~~~es fA%i&%ne ~e~~er~~t pus d’amas de grande tadle. En effet, apres correction de l’effet dti 8, la fluorescence, l’intensite diffusee est de l’ordre de grandeur de la diffusion de Laue. Par contre, la nature instable de la solution solide desordonnee apparait lorsqu’on soumet les Bchantillons &des recuits successifs, b des temperatures de plus en plus elevkes : cette fois, le pouvoir diffusant augmente (Fig. 5), la taille des amas crdt, cet effet devenant important surtout a partir de 300°C. Ainsi un recuit de 5 heures a 300°C de l’echantillon contenant 3,3 % de Mn conduit B un rayon des amas de l’ordre de 8 A. C’est done a partir de 300°C que commence la precipitation : nous avons effect& des diagrammes Debye-Scherrer sur les m8mes ~chanti~lons, afin de vkifier ce resultat et de determiner la nature des amas (Fig. 6). Des 3OO*C, on voit bien apparaitre les anneaux caracteristiques de la phase precipitee Al,Mn.
20
IO
c
s x 102
5. Al Mn 3% pouvoir diffusant: (a) sans recuit: (b) remit 15O’C; (0) remit 300°C; (d) recuit 450°C; (e) remit 600°C.
FIG.
Cependant, les anneaux sont trop bien definis pour correspondre B des amas de 20 8, ils sont don&s par des grains ayant une taille minimale de quelques centaines d’A. D’autre part, ils sont relativement peu intenses, ce qui signifie que la precipitation est incomplete : le manganese se trouve donc concentre a la foisdansles petitsamas visibles en diffusion centrale et dans des precipites plus gros responsables des anneaux Debye-Scherrer. Du reste, ~h~t~rog~n~i~ de l’echantillon se manifeste par la presence simultanee sur le diagramme Debye-Scherrer des anneaux de AlsMn, de la solution solide Al Mn et de l’aluminium pur.
Solution
I
Pi
I Pt
a-1
sollde
I
I
Pt
Pt
Al
Fm. 6. Al Mn 3%
radiat~ion Cr Ka-Porte Bchantillon: grille de platine: remit 450°C; (d) remit 600°C.
{a) sms recuit;
(b) remit
300°C;
(c)
ACTA
238
L’echantillon
METALLURGICA,
renferme done 3 phases:
dune
VOL.
20,
197’
part, la
solution solide Al Mn oti une partie du Mn se trouve deja
rassemblee
en petits
phase precipitee
amas;
d’autre
Al,Mn et l’aluminium
a cette segregation
du precipite.
la segregation
complete
que le montre le diagramme
la
Nous avons v&if%
que des recuits a des temperatures voquent
part,
correspondant
plus Blevees produ precipite
ainsi
cl de la Fig. 6 obtenu
10:
a
600°C. Les alliages Al Mn obtenus par trempe rapide sont done relativement
bien disperses pour des teneurs en
Mn Blevees (4%).
Pour obtenir des resultats quanti-
tatifs et notamment precipitation
l’energie
experimentales rayonnement
obtenir
des don&es
plus precises en Bliminent le rayonne-
ment de fluorescence
du manganese
n’excitant
ganese ou un detecteur celle-ci
mise en jeu lors de la
du Mn, il faudra
du rayonnement
en utilisant
pas la fluorescence solide permettant diffuse.
un
du manSXIO? ii
de s&parer
Ces dispositifs
ne
FIG. 7 bis. Al Ni 2 % trace logarithmique:
loi de Porod.
sont pas encore en service au laboratoire. geneit& de taille superieure a 20 A et des defauts de
Alliages Al Ni Cette fois,
t&s petites dimensions. et pour
les deux
alliages
Studies,
les
mesures de diffusion centrale indiquent que dans la solution
solide
le sobutt! n’est plus parfaitement dispersk,
mais qu’il existe des amas de tailles variables. Les courbes des Fig. 7 et 7 bis montrent en effet que le pouvoir
Les premieres
centre du diagramme, lieu a une intensite aux grands angles. cependant
tandis que les seconds donnent supplementaire
relativement
faible
(100 A),
gramme
qu’il decroit avec l’angle de diffusion.
aucun anneau de la phase precipitee
Dans les deux
L’analyse
des courbes experimentales
diagramme
trace
en
coordonnees
Debye-Scherrer
logarithmiques
L’intensite
sensiblement
proportionnelle
t
Al&.
Apres recuit a 3OO”C, les Bchantillons Bvoluent assez rapidement.
des h&&o-
car le dia-
(a) de la Fig. 8 ne presente
au moyen d’un
(Fig. 7 bis) montre qu’il y a simultanement
non negligeable
Le rayon moyen des globules reste
diffusant est t&s superieur a la diffusion de Laue IL et cas, il existe done des amas de taille assez grande.
sont respon-
sables de la t&s forte decroissance de l’intensite p&s du
domaine
angulaire,
tique de Porodo3) des petits defauts. parition
diffusee a
c’est-a-dire s’applique
est l/s4
tout
le
que la loi assympto-
du fait de la disparition
On peut remarquer
s’accompagne
maintenant dans
d’une
que cette dis-
diminution
d’intensite
diffusee, ce qui signifie que, bien que le volume des gros defauts augmente,
leur surface mesuree par le produit
I(s) * s4 diminue
et
par
h&erogen;ni?it& augmente supposons
consequent
la
taille
des
considerablement.
Si nous
que tout le nickel est precipite,
le rapport
du volume a la surface des globules donne une valeur moyenne de leur rayon qui est de 160 A pour Al Ni 2 % recuit a 300°C.
Dans le cas de l’echantillon
renfermant
3 % de Nickel, il y a un plus grand nombre de petits amas et ceux ci n’ont pas completement disparu par recuit a 300°C (cette difference peut s’expliquer soit par une difference d’efficacite
de la trempe, soit par l’aug-
mentation du nombre de germes due a la difference de concentration) ; cependant, la taille moyenne des globules est nettement plus grande. Nous pouvons maintenant identifier la phase precipitee, car il FIG. 7. Al Ni 2 ‘A et 3 % pouvoir diffusant.
apparait sur le diagramme Debye-Scherrer
[Fig. 8(b)]
et al *:
DARTYGE
DISPERSIOX
DU’ SOLUTE
(Ill)
DANS
LES
(200)
SOLUTIONS
239
SOLIDES
(3111
(220)
a b
u
I
L
AI,Ni
AI,Ni
FIG. 8. Al Xi 3 % radiation Cu Ku-Porte 6chantillon:
des anneaux
fins correspondant
au compose AlsNi.
~6% de ces anneaux
subsistent
soit a l’aluminium,
soit a la solution
la difference
de parametre
A
solide ; en effet,
ces deux phases est
precipiti:
AlsNi
heterogene
et
l’aluminium
renfermant
ou un
de la solution
solide et de l’aluminium
Nos mesures completement
seraient
que le nickel
n’est
disperse dans l’aluminium, Dans
ce cas,
nous
meme apres
ce qui indique
les amas
pas
L une
(Blandin
sdrieusemen,t
importanm
absolue
vations
malheureusement,
ne permettent
pas de trancher
nos obser-
entre ces deux
L’examen montre
aux rayons
que, si l’on n’a pratiquement
solide parfaitement distinguer
desordonnee,
Dans
a la
(Al Zn, Al Mn) de celui ou il existe
tou-
vraiment
traitement
thermiqne du recuit
gros (Al Ni) et ob on ne
parler de solution solide.
lo cas des alliages
temperature laquelle
on peut neanmoins
tromp&,
l’influence
ne se manifeste depasse
un Bchantillon
d’un
que lorsque
la
3OO”C, temperature
a
d’aluminium
pur, soumis a la
trempe ultra rapide, presente Bgalement une evolution. Cette dune
temperature de 300°C est done caracterist,ique reorganisation atomique des alliages trempes.
L’evolution suivant table
thermique
a lieu dans un sens different
qu’on a affaire & une phase stable
pour la concentration
d’alliage
ou metas-
Btudie.
Dans lo
premier cas, la solution solide se desordonne, il y a dissolution des petits amas; dans le second, d&s que la ~mp~rature
le permet,,
les amas
grossissent
totale
et la
et
qui existait
par
consequent
de paramet’re
la
It la
valeur
cristallin
par
d’accroitre
encore la
deja entre previsions theoriques
experimentaux.
ce qui eoncerne
magnetique, alliages
d’amas
apres la trempe fait que la
du Ni en solution est t&s inferieure
u5) il n’est
valeurs theoriques
tendance
des amas relativement
peut jamais
alliages
jamais de solution
le cas ou il y a simplement
segregation jours
X de ces quelques
Sa-
Al Ni doit
En effet, l’existence
discute’.
plus grande, ce qui a pour resultat
En
Bl&ry,@)
que le casdesalliages
de la variation
et resultats
CONCLUSION
et susceptibilite
$& de solute doit Btre dans ce eas notable~lent
divergence
hypotheses.
cristallins
aux
experimentaux
et Deplant~,~l*~
immediat’ement
concentration
nos resultats
et aux resultats
de parami%re
atome
ma1 d&nie;
nous confrontons
theoriques
des mesures
dans l’alliage ont soit une taille moyenne faible, soit une
Mn dans
0,7 at % % 658°C pour Mn dans Al;
magn~t~que
structure
conlpl~tement
Cela peut &re dfi aux de Mn et Ni dans Al a haute
de solubilite
concentration
presents
a Ni, il est
St 640°C pour Ni dans Al.
previsions
he
Contrairement
presque
doco5)), nous constatons
jamais
apparaitre des raies de poudre correspondant precipitee,
differences 0,023x
(b) recuit, 1 h 300°C.
par trempe rapide.
Si maintenant
COW
ne voyons
de disperser
l’aluminium
Bchantillon
simultan~ment.
montrent
rapide.
phase
le
comme c’est le cas pour Al Mn, car les raies
fondues si elles existaient,
trempe
homogene
apparait.
temperatureo4)
t&s faible et il ne nous est pas possible de determiner si nous avons un ~chantillon
phase precipitee possible
ceux qui correspondent
entre
grille de plat,in?: (a) sans remit,;
les mesures pas possible
et experimentales
ne sont pas des solutions
malio diamagnetique
de comparer
les
dans le cas oh les solides disperdes.
Cependant,, la presence de precipites paramagnetique,cfs~
de susceptibili~
d’AlsNii, compose
ne permet pas d’expliquer l’anoobservee pour les alliages Al-Ni.
En conclusion, il nous semble indispensable eas des mesures d’aluminium
physiques
concernant
de verifier l’etat
qui peut varier Bnormement que nous I’arons
observe
de dispersion
dans Ie les alliages dn solute
d’un metal a l’autre ainsi pour
le manganese
et, le
nickel. BIBLIOGRAPHIE J. M. DARTYGE, M. LAMBERT and A. 1. E. DARTYCE, GUINIER,J. P&s. 30, 82 (1969). scient. Revue Mdtalt. 1, 2. J. DIXXIER et A. GVIKIER, Mh. 53 (1967). 3. A. M. LEVELUT, M. LAMBERTet A. GUINIER, C. F. hebd. Siam. Acad. Sci., Paris 255, 319 (1962). 4. A. M. LEVELUT et A. GUINIER, Small Angle X Rays Scattering. Gordon and Bresch (1965). ” i). J. BLETRY, J. p&s. C&m. Solids 31, 1263 (1970).
240
ACTA
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M. LAMBERT,?
et A. M. LEVELUTt
G. LEROUXt
Des a&ages dilu& Al Ni, Al Mn et Al Zn sont Btudi6a au moyen de la, diff&on dss rayons S aux petits angles, afin de d&erminer dans quelle mesure le soIut6 est vraiment dispersh. Les zbllifbgessont trait& de m&&e B obtenir la meilleure dissolution: trempe repide depuis l’btst liquide pour Al Ni et. Al Mn et trempe dopuis une temp&ture d’homog&%srttion pour Al Zn. Le taux de regroupemont est foible pour Al Zn et Al Mn alors que Al Ni prbsente toujours des h6tCrog6n6it8s de dimensions variables. Dans tous les cas, 1~ structure bvolue rapidement par recuit au-dessus de 300%. SOLUTE
DISPERSION
IN DILUTE
AL~~MI~IU~~
SOLID
SOLUTIONS
A] Ni, Al Mn and Al Zn dilute alloys were studied by low angle X ray diffraction, in order to determine if t,he solute is really dispersed. For obtaining the best dissolution, Al Xi and Al. Mn were rapidly quenched from the melt, and Al Zn was quenched from an homogenization temperrtture. The regrouping rate is small for Al Zn and Al Mn, while Al Ni always shows variable dimension hetxrogeneities. In all cases, the structure evolves rapidly by annealing at temperature higher t’han 3OOOC. DISPERSION
DES
FREXDSI’OFFS
IN VERDUNNTEN
ALUXINIL~~~LEGI
ERUNGEN
Verdiinnte Al Ni-, Al Mn- und Al Zn-Legierungen wurden mit Hilfe der R~nt.genkleinwinkelstreuung untersucht urn festzustellen, ob dz zulegierte Bestandteil wirklich dispers verteilt ist. Urn gr6Rte Homogenii& zu erreichen, werden Al Ni und Al Mn &us der Schmelze und Al Zn von der Homogenisierungstemperatur schnell abgeschreckt. Die Geschwindigkeit der Ausscheidung ist, in Al Zn und Al Mn klein; in Al Ni beobachtet man dagegen immer He t,erogenit&ten vorschiedener GrBRe. In allen Flillen antstehen bei rlnlal3temperaturcn oberhalb 300°C sehr schnoll Ausscheidungsst,rukturcrr.
1. INTRODUCTION
Un certain nombre phrimentaux
ont 6th consaw&
cations
proprit%s
des
l’allie B diffkents
solutions
solides.
samment
r&ultats
ambiante
l’aluminium
en particulier,
mbtastables
de
theoriques
relativement
et
ent pas tendance partiellement
conclusions
des
concentrks (5,7 %
d’aluminium centrale
diluks
des rayons
par
X. Deux
de
cas diffkents
concentration
etudes
VOL.
d’impuretks
&gale & lo-*)
Le lingot obtenu
en le maintenant
est ensuite homo-
8 jours B 600°C.
11 est 1aminC Les
ambiante.
dont la teneur exacte
On a ainsi
en Zn a 6th dBterminBe par analyse chimique : 0,95,
diffusion ont CtB
1972
par fusion dans
une semaine B la tempkatnre
0,49 et 0,32%. Dans le cas des deux fautres alliages, les matkiaux de d&part : Al, Ni, Mn aviant une concentration pure&
infkieure
& IO-*.
La premikre operation
d’imcon-
siste bgalement B preparer un lingot par fusion au four B induction.
tant que la
20, FEBRUARY
&ait done diffhrente
fabriquk 3 types d’@chantillons
Ensuite, on extrait des b&tonnets de 10
B 50 mg de m&al d’une m&me partie du lingot et on prhpare la solution solide par trempe ultra rapide de
de Zn reste inftkieure L 2 y0 ;
METALLURGICA,
ET
et d’alliage
I’alliage B l’btat liquide:
* Received May 10, 1971. i Service de Physique des Solides Associ6 au CNRS, F&cult& des Sciences, Orsay (Bl), France. $ Nous parlons toujours de concentrations atomiques. ACTA
ECHANTLLLONS EXPERIMENTALE
(concentra-
-d’une part, celui des solutions solides de Zn dans l’aluminium qui, d’aprits le diagramme d’bquilibre, ambiante
DES D’ETUDE
tion maximale
examin& :
sont stables it la temperature
par
~cha~tillons sont ensuite recuits B 650°C et refroidis en
une Etude des alliages
la, mbthode
dGvelopp6e au Laboratoire
de facon Stobtenir des feuilles de 80 p d’hpaisseur.
effectuees sur ces alliages. Nous avons done entrepris
solides
un creuset en alumine d’un mBlange d’Al
g&G&
ce qui modifierait diverses
solutions
sont obtenues en utilisant la technique de
Al Zn & 4,62%.
les atomes de solute n’avai-
b se rassembler,
les
des
Les alliages AI Zn ont Bti obtenus
de
Zn)$ nous ont conduit 8. nous demander si, m&me dans le cas de solutions dilkes,
lesquels
La prkparation des khantillons
lors de 1’Btude k haute tempkr-
ature d’alliages Al-Zn
Mn,
suivant la nature du solut&: Zn, Mn et Ni.
de t&s petits amas de Zn dans l’aluminium atomes)
pour
METHODE
que le
ainsi que ~observation
et
2. PREPARATION
En fait, l’existence
entre p&visions
de transition
Dixmier.
solides suffi-
puisse imaginer
celui des m&aux
trempe ultra-rapide(2)
les
de r&istivit&,
part,
Ni, qui ne sont pas du tout solubles B la tempbrature
pour former des
de solutions
dispers8.
e~p~rimentaux
l’existence (quelques
m&aux
dilukes pour qu’on
solute soit parafaitment d’un certain d&accord
de
cristallin,
magnktique,
et ex-
B 1’6tude des modifi-
On a &udiG,
de param&re
susceptibilitB
thkoriques
physiques
lorsqu’on variations
-d’autre
de travaux
les ~chantillons
obtenus ont
quelques millim&res de diam&tre et environ 20 ,I.J d’Bpnisseur. Cette dpaisseur n’est du reste pas uniforme 233
ACTA
234
les Bchantillons
et
prktent.
moins
quantitative D’autre
produits
bien
au moyen
mkthode
imperfections
B preparer
d’aluminium
se
B une Etude
de la diffusion
au tours de la trempe,
avons 6th conduits des kchantillons
cette
que les pr&dents
part’, certaines
introduites
par
METALLURGICA,
des rayons cristallines
X. sont
c’est pourquoi nous
par la m6me m6thode pur, afin d’effectuer
une
VOL.
20,
du solut6. V, est
1972
Pour les alliages Al Mn BtudiBs, le volume
&al&
cristallin
B partir
effect&es
Etude quantitative
obtenus
par
d’alliages
ont Bt6 examin&
la m&me
mkthode.
de la sonde de Castaing, g&&t6
et de mesurer
avons utilisk quake
afin de verifier leur teneur
\Al Ni 2 f
3. METHODE
La m&hode faisceau
experimentale
reprises. f3)
de rayons
normalement
consiste
de l’angle
rendue quantitative
Bchantillon;
diffuske et ses variations est
par comparaison
B l’intensitk
du
est exprim6
en
pouvoir
diffusant,
donneraient
(3, = 1,54 A)
La mesure
direct incident
diffusant
un
de diffusion.
faisceau qui,
B envoyer
de la lamelle
on mesure ensuite l’intensit6 en fonction
et le rksultat
c’est-A-dire
en nombre
independamment
d’klectrons
les uns des autres,
le m$me effet dans les m&mes conditions
expkrimentales.
Ce pouvoir
atome
de la matrice
l’angle
de diffusion
diluke et les atomes
diffusant,
d’aluminium, lorsque
regroup&
la
don&
en amas,
le pouvoir
dans l’espace le domaine
diffusant
rkiproque.
angulaire
n’est
Cependant,
oh sont effect&es
2 cas sont d envisager:
Les amas restent petits, ils ne contiennent
que
quelques atomes : le pouvoir diffusant I est constant,
X monochromatique
B la surface
pour Al Mn,
Lorsque les atomes de soluG ne sont plus dispersk, mais
-1.
utiliske a dkj& Btk d&rite
Elle
se limite
pour Al Zn,
1,19
&ant
EXPERIMENTALE
lorsqu’on
est 6gal 8:
0,79 pour Al Ni.
nos mesures,
i Al Mn 4,2 & 0.2%
0.2%
0,l
plus constant
Al Mn 3,3 & 0.2%
0.27;
qui est pratiquement
de la concentration
aux faibles concentrations
leur homoNous
m&me
correctif
Ce terme
independant
au moyen
en solut6.
le
du solut6.
Bchantillons
alliages :
\A1Ni 3 f
B plusieurs
Les
sur
done B 1’6tat reel de dispersion
des alliages
par fluorescence
de param&re
Bletry(5)
alliage ; il correspond
6tude des effets de la trempe ultra rapide SUP l’aluminium pur avant. toute
des mesures
par.
ramen
& un
ne varie pas avec solution
solide
de solut6 parfaitement
est
sa valeur absolue
est supkrieure B 1,
I/I,
donne le nombre d’atomes
-2.
Les
et le rapport
par amas.
amas ont une taille superieure
pouvoir
diffusant diminue
l’analyse
de la courbe
B 5 A:
le
avec l’angle de diffusion et
donne
les dimensions
et le
nombre des amas.(7) 4. ECHANTILLONS
D’ALUMINIUM
Des mesures ont Bt6 effectu6es d’6chantillons
d’aluminium
sur les deux sortes
qu’on
par laminage d’un morceau
peut obtenir
d’aluminium
Les r&ultats
par trempe ultra rapide.
PUR
soit
massif, soit sont report&
sur la Fig. 1 (courbes 1 et 2) et cornparks & la diffusion
dispersks.
I1 est alors donn6 par l’expression: I,
= C(F, -
F)2 (1)
Oil
c est la concentration
atomique
F, et F sont les facteurs solvant
du solut6,
de diffusion atomiques
du
et du solut6,
V, et V, les volumes
atomiques
du
solvant
et
de la
solution. Dans l’expression diffusant
de ce pouvoir diffusant ou pouvoir
de Laue figure un terme correctif@)
compte de la variation traine la substitution volume
qui tient
de dens% klectronique qu’end’un atome de solvant de
V, par un atome &ranger
de volume diffkrent.
Pour les alliages Al Zn et Al Ni, le volume V, est calcul6 $ partir du volume atomique des mktaux purs; par conkquent, Bventuelles
on ne tient pas compte des variations
de la distorsion
avec 1’6tat de dispersion
-x-x
!G
LX
I
I
I
(I1
-x*x-x7x_
H(3) -x-x-x-X x 1
I
i
,
!
012345678 sx IO’ I-, FIG. 1. Pouvoir ~o~op$tc~.stallin;
. -
diffusant de Al pur: (1) Bchantillon de (2) Bcha+on de 20~ tremp6; (3) courbe theorque, X X X points expkimentaux.
DARTYGE
et at.:
DISPERSION
DU
SOLUTE
observee dans le cas d’un Bchantillon d’aluminium monocristallin (courbe 3) : on voit immediatement que les Bchantillons obtenus par trempe ultra rapide donnent lieu & une diffusion beaucoup plus intense. Dans le cas de l’bchantillon monocristallin, on rend tres bien compte des resultats obtenus en additionnant les effets dus a l’agitation thermique et a l’effet Compton. f4) La somme des deux contribut,ions correspond exactement aux points experimentaux de la courbe 3. L’echantillon lamine polycristallin (courbe I) donne lieu & une diffusion d’intensite legerement superieure au cas precedent et pratiquement constante dans le domaine angulaire oix sont faites les mesures. L’origine de l’augmentation de diffusion est le phenomene de double diffraction, la contribution correspondante a et&Bvaluee par Warren f6)dans le cas d’une poudre dont les grains possedent une structure parfaite, mais sont orient& au hasard. Le pouvoir diffusant est alors une fonction croissante de l’bpaisseur e de l’echantillon que nous avons Bvaluee pour l’aluminium pur :
s &ant la longueur du vecteur de diffusion exprimee en A-l. Get effet permet de rendre compte resultats obtenus pour l’~chanti~lon ~aluminium pur polycristallin (Fig. 1, courbe 1). L’intensite due ii la doubie diffraction est t&s notablement augmentee d&sque la structure cristalline des grains n’est plus parfaite, c’est-a-dire d&s qu’on a affaire a de la distorsion. Cet effet pourrait done sembler responsable des valeurs Blevees du pouvoir diffusant des echantillons d’aluminium obtenus par trempe ultra rapide (Fig. 1, courbe 2). Cependant, ces ~chant,i~lonssont tres minces (20 ,u) et il est impossible que la double diffraction puisse expliquer une telle augmentation du pouvoir diffusant. Celle-ci doit done Btre expliquee par la formation, au tours de la trempe, de groupements de lacunes coagulees. Pour verifier cette hypothese, nous avons et& conduits B recuire les Bchantillons a des temperatures croissantes pendant une heure, a!& de determiner la temp~rat,ure ii partir de laquelle Ies defauts introduits par trempe evoluent rapidement. Les resultats experimentaux sont represent& Fig. 2: nous voyons que le pouvoir diffusant commence a diminuer vers 300°C et que l’evolution est pratiquement terminee b 600°C bien que l’intensite diffusee reste toujours superieure a celle que donne un Bchantillon non trempe. Nous avons done admis que la diffusion observee Ptait
DANS
LES
SOLUTIONS
SOLIDES
335
SXlO?x-’ FIG. 2.
~luminiumpur trempk
due It la presence de cavites: l’analyse des courbes experimentales permet alors de determiner la taille et le nombre de ces cavit&. Nous avons soustrait des courbes experimentales de la Fig. 2 l’intensite diffusee par un echantillon d’aluminium lamine de meme Bpaisseur, et v&if% (Fig. 2 bis) que Ie pouvoir ~ffusant obeit bien a une loi de Guinier :f7)ses variations avee .s peuvent &re d&it& par une gaussienne dont la largeur ne varie pas aver la temperature de recuit ; cela signifie quel la taille des cavites demeure inchangee, mais que leur nombre diminue. Dans l’hypothese de cavites isotropes, nous avons determine un rayon de 5 b et une concentration atomique totale des lacunes introduites par trempe &gale & 10-a. Ce resultat peut sembler un peu su~renant, car la concentration des lacunes mesuree au voisinage du point de fusion de I’aluminium par Simmons et Balluffi@) est elle-m&me do 10d3. En fait, il faut realiser que la trempe ultra rapide se fait a partir de la phase liquide et que des cavites peuvent &re introduites au moment de la solidification de 1’Bchantillon. D’autre part, le fait que ces cavitits s’~liminent lentement~ audessous de 300°C est en accord avee les observations
5
5
F -
FIG. 2 his.
_~lum~niurn pur tremp& Trod l~g~rit~hrniqui~. ~pp~osim&tion de Guinier.
ACTA
236
de nombreux
METALLURGICA,
auteurs(sJO) qui ont obtenu
stables B la temperature
VOL.
20,
1972
des cavitt%
ambiante dans des Bchantillons
trempks depuis 1’6tat solide de haute tempkrature.
De
toutes fapons, nous voyons que la trempe ultra rapide perturbe skieusement bation
s’6limine
les Bchantillons et que la pertur-
doucement
Cet’te rkorganisation modifications
doit
de structure
par conskquent
jouer
au-dessous siirement
de
300°C.
provoquer
des
dans le cas des alliages et
sur le taux
de dispersion
du
0.95 at Zn% 0,49 at Zn%
solut& D’autre
part, dans le cas des alliages, la diffusion
due aux dkfauts cr&s par la trempe intervient
comme
un effet parasite et se superpose & celle don&e
par les
atomes
de solut6.
Nous
en avons
tenu compte
en
temperature
la diffusion
de
soustrayant
B chaque
l’aluminium
pur tremp6 de celle de l’alliage
On peut remarquer
toutefois
tremp6.
que cette correction
L o;
T, “C
FIG. 4. Al Zn variation du taux de regroupement P avec la temp6rature.
est
toujours faible devant le pouvoir diffusant de l’alliage
diffusant mesure ne varie pas avec l’angle de diffusion
et ne modifie pas sensiblement
et qu’il est toujours
les rksultats.
Dans le
supkieur
& la valeur
calcul&e
cas des Bchantillons d’A1 Zn qui, eux, ne sont pas obte-
IL.
nus par trempe
au hasard et, du rapport entre les valeurs mesurke et
contribution thermique
rapide, nous avons consid&
et de double diffraction
pour l’aluminium expkrimentaux
Alliqes
que la
au pouvoir diffusant des effets Compton, Btait la mkme que
pur et done soustrait la somme
des rksultats
de ces trois contributions.
Les rkmltats solutions
calculke du pouvoir diffusant, nous pouvons d6duire le taux
moyen
d’association,
avec
solides parfaitment
Nous constatons
sont rep&sent&
les valeurs calcult5es pour
Fig. des
d6sordonn6es,
que dans tous les cas le pouvoir
dans
le
domaine
+
(II +
4-
concentrations B 2.
Btudi6
En fait, dans
le diagramme d’kquilibre
que la phase stable est une solution
d&ordonnke
l’effet
d’une dep.
solide
616vation de temperature
devrait done &re une augmentation
du dhsordre, c’est-
C’est bien ce qu’on observe
expkimentalement
(Fig. 4).
existent comportent
moins de 3 atomes, on peut relier
directementp
+ -t+t++
de
infkieur
cette zone de concentrations, pr&oit
&-dire une diminution
t
le nombre
Les rksultats sont rassembk dans le l’alliage. Tableau 1 et montrent que les amas restent toujours puisque p est toujours
exp&imentaux
c’est-k-dire
moyen p d’atomes Zn par amas de solut6 existant dans
petits
Al Zn
3 et confront&
Le solute n’est done pas disperse compktement
-
1 au coefficient
Comme d’ordre
t,ance tc1t7)utilis6 dans de nombreux la temperature
les amas
qui
B petite dis-
travaux.
Lorsque
varie :
3-
T; 1 2 Y)
___-----------2-
-+.+-+
+ +
c l-
++
---------------++_ + - +=+-+ ---------------T
012345678 ~~102
Fournet
d’aprks
d’knergie entre la situation oh deux atomes de Zn sont
IL,
premiers
voisins
oti
W represente
IL,
(2)
la diffkrence
et celle oh ils sont B plus grande
1, TABLEAU 1. AlZn
a-1
FIG. 3. Al Zn pouvoir diffusant: (1) 0,95 %, I,, pouvoir diffusant de Laue correspondent; (2) 0,49 %, I,, pouvoir diffusant de Laue correspondent; (3) 0,32 %, It3 pouvoir diffusant de Lam correspondent.
C 0,95 0,49 0,32
variation du taux avec la concentration
de regroupement
I (mesur8 cl/at)
IL (elbt)
P
4,17 I,87 1,02
2,15 1,17 0,73
199 1,6 194
DARTYGE
et at.:
DISPERSION
DU
SOLUTE
distance. Si on ne tient compe que des interactions entre premiers voisins : w
=
EAl
Al
+
EZn
Zn
-
2EAl
DANS
LES
SOLUTIONS
237
SOLIDES
5C
Zn
Nos experiences conduisent alors a une valeur de W t&s petite: 0,04 eTr, et qni est de l’ordre de grandeur de la valeur prevue theoriquement (0,OZ eV) par Blandin et Deplante. (12) Ceci signifie qu’il n’y a pas de difference importante d’energie de configuration entre l’atome de zinc isole dans la solution solide ou associi! & un autre atome de zinc.
4c
30
z al ;
Dans ce cas, la situation experimentale est beaucoup moins favorable, car ie rayonnement X utilise, Bmission K’, du cuivre, excite la fluorescence du manganese et ceci donne lieu B uno diffusion parasite dont l’intensite est environ 10 fois plus importante que celle du phenomitne qui nous interesse. Neanmoins, nous pouvons conclure q~‘a~r~~ la trempe les 2 ~l~~~es fA%i&%ne ~e~~er~~t pus d’amas de grande tadle. En effet, apres correction de l’effet dti 8, la fluorescence, l’intensite diffusee est de l’ordre de grandeur de la diffusion de Laue. Par contre, la nature instable de la solution solide desordonnee apparait lorsqu’on soumet les Bchantillons &des recuits successifs, b des temperatures de plus en plus elevkes : cette fois, le pouvoir diffusant augmente (Fig. 5), la taille des amas crdt, cet effet devenant important surtout a partir de 300°C. Ainsi un recuit de 5 heures a 300°C de l’echantillon contenant 3,3 % de Mn conduit B un rayon des amas de l’ordre de 8 A. C’est done a partir de 300°C que commence la precipitation : nous avons effect& des diagrammes Debye-Scherrer sur les m8mes ~chanti~lons, afin de vkifier ce resultat et de determiner la nature des amas (Fig. 6). Des 3OO*C, on voit bien apparaitre les anneaux caracteristiques de la phase precipitee Al,Mn.
20
IO
c
s x 102
5. Al Mn 3% pouvoir diffusant: (a) sans recuit: (b) remit 15O’C; (0) remit 300°C; (d) recuit 450°C; (e) remit 600°C.
FIG.
Cependant, les anneaux sont trop bien definis pour correspondre B des amas de 20 8, ils sont don&s par des grains ayant une taille minimale de quelques centaines d’A. D’autre part, ils sont relativement peu intenses, ce qui signifie que la precipitation est incomplete : le manganese se trouve donc concentre a la foisdansles petitsamas visibles en diffusion centrale et dans des precipites plus gros responsables des anneaux Debye-Scherrer. Du reste, ~h~t~rog~n~i~ de l’echantillon se manifeste par la presence simultanee sur le diagramme Debye-Scherrer des anneaux de AlsMn, de la solution solide Al Mn et de l’aluminium pur.
Solution
I
Pi
I Pt
a-1
sollde
I
I
Pt
Pt
Al
Fm. 6. Al Mn 3%
radiat~ion Cr Ka-Porte Bchantillon: grille de platine: remit 450°C; (d) remit 600°C.
{a) sms recuit;
(b) remit
300°C;
(c)
ACTA
238
L’echantillon
METALLURGICA,
renferme done 3 phases:
dune
VOL.
20,
197’
part, la
solution solide Al Mn oti une partie du Mn se trouve deja
rassemblee
en petits
phase precipitee
amas;
d’autre
Al,Mn et l’aluminium
a cette segregation
du precipite.
la segregation
complete
que le montre le diagramme
la
Nous avons v&if%
que des recuits a des temperatures voquent
part,
correspondant
plus Blevees produ precipite
ainsi
cl de la Fig. 6 obtenu
10:
a
600°C. Les alliages Al Mn obtenus par trempe rapide sont done relativement
bien disperses pour des teneurs en
Mn Blevees (4%).
Pour obtenir des resultats quanti-
tatifs et notamment precipitation
l’energie
experimentales rayonnement
obtenir
des don&es
plus precises en Bliminent le rayonne-
ment de fluorescence
du manganese
n’excitant
ganese ou un detecteur celle-ci
mise en jeu lors de la
du Mn, il faudra
du rayonnement
en utilisant
pas la fluorescence solide permettant diffuse.
un
du manSXIO? ii
de s&parer
Ces dispositifs
ne
FIG. 7 bis. Al Ni 2 % trace logarithmique:
loi de Porod.
sont pas encore en service au laboratoire. geneit& de taille superieure a 20 A et des defauts de
Alliages Al Ni Cette fois,
t&s petites dimensions. et pour
les deux
alliages
Studies,
les
mesures de diffusion centrale indiquent que dans la solution
solide
le sobutt! n’est plus parfaitement dispersk,
mais qu’il existe des amas de tailles variables. Les courbes des Fig. 7 et 7 bis montrent en effet que le pouvoir
Les premieres
centre du diagramme, lieu a une intensite aux grands angles. cependant
tandis que les seconds donnent supplementaire
relativement
faible
(100 A),
gramme
qu’il decroit avec l’angle de diffusion.
aucun anneau de la phase precipitee
Dans les deux
L’analyse
des courbes experimentales
diagramme
trace
en
coordonnees
Debye-Scherrer
logarithmiques
L’intensite
sensiblement
proportionnelle
t
Al&.
Apres recuit a 3OO”C, les Bchantillons Bvoluent assez rapidement.
des h&&o-
car le dia-
(a) de la Fig. 8 ne presente
au moyen d’un
(Fig. 7 bis) montre qu’il y a simultanement
non negligeable
Le rayon moyen des globules reste
diffusant est t&s superieur a la diffusion de Laue IL et cas, il existe done des amas de taille assez grande.
sont respon-
sables de la t&s forte decroissance de l’intensite p&s du
domaine
angulaire,
tique de Porodo3) des petits defauts. parition
diffusee a
c’est-a-dire s’applique
est l/s4
tout
le
que la loi assympto-
du fait de la disparition
On peut remarquer
s’accompagne
maintenant dans
d’une
que cette dis-
diminution
d’intensite
diffusee, ce qui signifie que, bien que le volume des gros defauts augmente,
leur surface mesuree par le produit
I(s) * s4 diminue
et
par
h&erogen;ni?it& augmente supposons
consequent
la
taille
des
considerablement.
Si nous
que tout le nickel est precipite,
le rapport
du volume a la surface des globules donne une valeur moyenne de leur rayon qui est de 160 A pour Al Ni 2 % recuit a 300°C.
Dans le cas de l’echantillon
renfermant
3 % de Nickel, il y a un plus grand nombre de petits amas et ceux ci n’ont pas completement disparu par recuit a 300°C (cette difference peut s’expliquer soit par une difference d’efficacite
de la trempe, soit par l’aug-
mentation du nombre de germes due a la difference de concentration) ; cependant, la taille moyenne des globules est nettement plus grande. Nous pouvons maintenant identifier la phase precipitee, car il FIG. 7. Al Ni 2 ‘A et 3 % pouvoir diffusant.
apparait sur le diagramme Debye-Scherrer
[Fig. 8(b)]
et al *:
DARTYGE
DISPERSIOX
DU’ SOLUTE
(Ill)
DANS
LES
(200)
SOLUTIONS
239
SOLIDES
(3111
(220)
a b
u
I
L
AI,Ni
AI,Ni
FIG. 8. Al Xi 3 % radiation Cu Ku-Porte 6chantillon:
des anneaux
fins correspondant
au compose AlsNi.
~6% de ces anneaux
subsistent
soit a l’aluminium,
soit a la solution
la difference
de parametre
A
solide ; en effet,
ces deux phases est
precipiti:
AlsNi
heterogene
et
l’aluminium
renfermant
ou un
de la solution
solide et de l’aluminium
Nos mesures completement
seraient
que le nickel
n’est
disperse dans l’aluminium, Dans
ce cas,
nous
meme apres
ce qui indique
les amas
pas
L une
(Blandin
sdrieusemen,t
importanm
absolue
vations
malheureusement,
ne permettent
pas de trancher
nos obser-
entre ces deux
L’examen montre
aux rayons
que, si l’on n’a pratiquement
solide parfaitement distinguer
desordonnee,
Dans
a la
(Al Zn, Al Mn) de celui ou il existe
tou-
vraiment
traitement
thermiqne du recuit
gros (Al Ni) et ob on ne
parler de solution solide.
lo cas des alliages
temperature laquelle
on peut neanmoins
tromp&,
l’influence
ne se manifeste depasse
un Bchantillon
d’un
que lorsque
la
3OO”C, temperature
a
d’aluminium
pur, soumis a la
trempe ultra rapide, presente Bgalement une evolution. Cette dune
temperature de 300°C est done caracterist,ique reorganisation atomique des alliages trempes.
L’evolution suivant table
thermique
a lieu dans un sens different
qu’on a affaire & une phase stable
pour la concentration
d’alliage
ou metas-
Btudie.
Dans lo
premier cas, la solution solide se desordonne, il y a dissolution des petits amas; dans le second, d&s que la ~mp~rature
le permet,,
les amas
grossissent
totale
et la
et
qui existait
par
consequent
de paramet’re
la
It la
valeur
cristallin
par
d’accroitre
encore la
deja entre previsions theoriques
experimentaux.
ce qui eoncerne
magnetique, alliages
d’amas
apres la trempe fait que la
du Ni en solution est t&s inferieure
u5) il n’est
valeurs theoriques
tendance
des amas relativement
peut jamais
alliages
jamais de solution
le cas ou il y a simplement
segregation jours
X de ces quelques
Sa-
Al Ni doit
En effet, l’existence
discute’.
plus grande, ce qui a pour resultat
En
Bl&ry,@)
que le casdesalliages
de la variation
et resultats
CONCLUSION
et susceptibilite
$& de solute doit Btre dans ce eas notable~lent
divergence
hypotheses.
cristallins
aux
experimentaux
et Deplant~,~l*~
immediat’ement
concentration
nos resultats
et aux resultats
de parami%re
atome
ma1 d&nie;
nous confrontons
theoriques
des mesures
dans l’alliage ont soit une taille moyenne faible, soit une
Mn dans
0,7 at % % 658°C pour Mn dans Al;
magn~t~que
structure
conlpl~tement
Cela peut &re dfi aux de Mn et Ni dans Al a haute
de solubilite
concentration
presents
a Ni, il est
St 640°C pour Ni dans Al.
previsions
he
Contrairement
presque
doco5)), nous constatons
jamais
apparaitre des raies de poudre correspondant precipitee,
differences 0,023x
(b) recuit, 1 h 300°C.
par trempe rapide.
Si maintenant
COW
ne voyons
de disperser
l’aluminium
Bchantillon
simultan~ment.
montrent
rapide.
phase
le
comme c’est le cas pour Al Mn, car les raies
fondues si elles existaient,
trempe
homogene
apparait.
temperatureo4)
t&s faible et il ne nous est pas possible de determiner si nous avons un ~chantillon
phase precipitee possible
ceux qui correspondent
entre
grille de plat,in?: (a) sans remit,;
les mesures pas possible
et experimentales
ne sont pas des solutions
malio diamagnetique
de comparer
les
dans le cas oh les solides disperdes.
Cependant,, la presence de precipites paramagnetique,cfs~
de susceptibili~
d’AlsNii, compose
ne permet pas d’expliquer l’anoobservee pour les alliages Al-Ni.
En conclusion, il nous semble indispensable eas des mesures d’aluminium
physiques
concernant
de verifier l’etat
qui peut varier Bnormement que nous I’arons
observe
de dispersion
dans Ie les alliages dn solute
d’un metal a l’autre ainsi pour
le manganese
et, le
nickel. BIBLIOGRAPHIE J. M. DARTYGE, M. LAMBERT and A. 1. E. DARTYCE, GUINIER,J. P&s. 30, 82 (1969). scient. Revue Mdtalt. 1, 2. J. DIXXIER et A. GVIKIER, Mh. 53 (1967). 3. A. M. LEVELUT, M. LAMBERTet A. GUINIER, C. F. hebd. Siam. Acad. Sci., Paris 255, 319 (1962). 4. A. M. LEVELUT et A. GUINIER, Small Angle X Rays Scattering. Gordon and Bresch (1965). ” i). J. BLETRY, J. p&s. C&m. Solids 31, 1263 (1970).
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