LETTERS TO

Fm. 3. Replica from a (100) fr8cture f8ce showing coherent precipitation in 8110~. x 7500

all able to form sessile dislocations resulting in a situation which is favourable for the operation of another slip system which will not form sessile dis- locations. Friedel(s) has suggested that in a metal of high stacking fault energy, recombination of looked dislocations on octahedral planes could result in (100) [llO] slip. The present, experiments show that not only is such slip easier as the temperature is raised, but also that it is most likely to occur in regions of substantial prior octahedral slip, e.g. in the vicinity of the fracture.

Departntent of Metallurgy C. J. BEEVERS University of Shefield R. W. K. HONEYCOMBE

References 1. B. CHALMERS and U. MARTIUS, Proc. Roy. Sot. AQ18, 175

(1952). 2. E. SCHMID and W. BOAS, 2. Phys. 18, 703 (1931). 3. I. 5. SERVI, J. T. NORTON and N. J. GEANT, Trans. Amer.

Inst. Min. (Met&.) Engra. 194, 965 (1952). 4. R. D. JOIWSON, A. P. YOUNG and A. D. SCHWOPE, Creep

and Fracture of Meti at High Temperatures in N. P.L. Conf. PTOC. p. 25 Her Majesty’s Stetionery Office (1956).

5. J. E. DOBN, Uniu. Calif. 3rd Tech. Rep. Ser. No. 103 (1957). 6. K. L~~CKE snd H. LANGE, 2. Met&k. 48, 55 (1952). 7. L. M. C~AREBROUOH 8nd M. E. HARQREA~S, Progr. Met.

Phye. 8, 67 (1959). 8. J. FRIEDEL, Phil. Msg. 46, 1169 (1955).

l Received November 25, 1960.

Contribution A l’btude de l’oxydation de l’uranium dans l’anhydride carbonique aux

temperatures Blev65es*

La reaction de l’uranium avec l’anhydride carboni- que a dejll fait l’objet de plusieurs recherches parmi lesquelles ii faudrait titer celles du National Physical Laboratory(l), de Huddle@), Sylvester@), Champeix

THE EDITOR 515

et Darras(P), Anti11 et ses collaborateurs.(6) Compte tenu des divergences entre lea r&ultats obtenus par ces diff&ents auteurs et surtout du fait qu’ils avaient mis en oeuvre de l’anhydride carbonique technique contenant en particulier environ 600 p.p.m. d’oxy- gBne,t4p6) nous avons jug6 dbsirable, de reprendre l’ensemble de la question dans l’intervalle lOO-700%.

Nous avons mis en oeuvre un uranium de purete nuclbaire (U > 99,94 pour-cent avec pour principales impuret&; Al, 120 p.p.m. et C, 130p.p.m.) sous forme de plaquettes de 1 mm d’bpaisseur et de quelques cm2 de surface. Leur preparation com- prenait un polissage mecanique jusqu’au papier Bmeri 4/O, parachevb Bventuellement par un polissage & la poudre de diamant et un lavage soigm? au toluhne. Pour prbciser l’influence des impuretis du gaz sur lea cin&iques de l’oxydation, lea Bchantillons d’uranium ant BtB soumis, dans trois series successives d’exp&i- ences, d l’action d’anhydride carbonique “technique”, “sp&ial” et “t&s pur”, cette derniere qualiti con- tenant seulement environ 5 p.p.m. d’oxygkne et 5 p.p.m. de vapeur d’eau. L’oxydation des Bchantil- lons Btait effect&e dans une thermobalance Bleotro- nique Ugine-Eyraud & enregistrement continu, sensible au l/10 de mg. On prenait la pr&aution de pr& chauffer pr&lablement lea Bchantillons sous vide pouss~ ( <1O-4 mm Hg) jusqu’8 la temperature de l’exp&ience, apr&s quoi l’anhydride carbonique ktait introduit dans le tube laboratoire, sous un debit de 300 cm3/mn.

Quelle que soit la pureti de l’anhydride carbonique utilise lea courbes isothermes d’augmentation de poids de l’Bchantillon, en fonction de la duree d’oxydation, sont sensiblement linbaires ou constitu& par une succession de segments de droite. Cependant, pour une mGme temperature la pente moyenne de la courbe diminue fortemerit quand on passe de l’anhydride carbonique “technique” A celui “t&s PUT”. Cela montre l’influence primordiale des traces d’oxyghne et de vapeur d’eau sur la vitesse d’oxydation de l’uranium dans ce gaz, et rend indispensable sa purification t&s e&ace si on veut determiner la cin&ique v&itable du phhnomhne. Le diagramme de la Fig. 1 montre l’allure de courbes gravimetriques types dans le cas de l’anhydride carbonique “i&s pur”. Lea augmentations de poids correspondantes, sont nettement plus faibles que toutes celles publibes jusqu’& ce jour, ce qu’il faut i&s vraisemblablement attribuer & une pureti plus grande de l’anhydride carbonique et de l’uranium mis en oeuvre.

On constate qu’au-dessus de 5OO”C, lea courbes d’oxydation sont con&it&es par une succession de plusieurs segments de droite, dent lea pentes sont

616 ACTA METALLURGICA, VOL. 9, 1961

Temps. hrures

FIQ. 1. Oxydation de l’umnium dsme l’anhydride carbonique “t&6 pur”.

d’autant plus pronono6es qu’ils sent plus 6loign6s de l’origine. Ceoi conduit B penser, conform6ment aux conceptions de LoSex@) et surtout de Gregg et Jepson(‘), que la pellicule se fissure $, mesure qu’elle croft, h l’exception d’un Slm mince et compact adh&ent au .m&al et dent 1’6paisseur e,, (qui corre- spond h un &at stationnaire oh lea vitesses de croissance et de fissuration du film sent Bgales) subit de temps h autre une diminution discontinue.

Dana le caa du gaz carbonique “t&s purl’ et dans la p4riode lin6aire initiale de la courbe d’oxydation, le processus d’oxydation peut &re caractiris6, dans l’intervalle 450-7OO”C, par une Bnergie d’activation trouv6e Bgale B 34 400 cal/mole (Fig. 2) et tr&s voisine de la valeur 29 700 f 2 300 cal/mole qui, d’apr& Auskern et Belle(*) caractirise la diffusion de l’oxygkne dans le bioxyde d’uranium.

La pellicule, quelles que soient les conditions d’oxydation dans le gaz carbonique “t&s pur”, Btait constitu6e de bioxyde d’uranium bien oriatallid et sensiblement stoechiom&rique, contenant quelques pour cent en poids de oarbure UC.

&ant & la morphologie des pellicules oatenues dans l’anhydride carbonique “sp6cial” ou “t&s pur”, les points suivants onf pu %re d6gag6e. Lorsque la oroissance de la pellicule eat stisamment lente, l’oxydation de l’uranium conduit SL la forraation d’un film d’oxyde t&s mince et continu, sur lequel on observe de place en place, un “germe” d’oxyde, de

-2 - -

-3, 4 1.0 1.2 1.4 1.6 I.6

(I/T*K) x 103

FIG. 2. Influence de 18 tamp&ature sur 18 vitas% d’oxydationk, de l’uraniumdansl’anhydridec8rbonique

“t&s pur” (repr&entation d’Arrhenius).

forme grosai&rement oiroulaire et d’6paisseur nette- ment plus grande que celle du 61m superficiel (Fig. 3). Cela met en Bvidence la g&&al&5 du phcSnom&ne

LETTERS TO THE EDITOR 517

FIG. 4. Surfaces de quatre Bchantillons d’uranium ayant cornme dimensions initiales 11 x 15 x 1 mm, oxyd& dam I’anhydride carbonique “t& pur” dam les conditions suivantes:

(1) 45O”C, 15 h (2) 5OO”C, 5 jours (3) 65O”C, 15 h (4) 700°C, 3 h

Seul 1’Qchantillon (1) a conserve les dimensions origi- nales, les autres se sont agrandis consid&ablement.

FIG. 3. Surface d’uranium oxydb dens l’anhydride carbonique “spkoial” B, 300°C pendant 15 h. x 600

FIG. 5. Surfaces fiesur&s de deux Bchantillons d’uranium oxyd& B 600% pendant 15 h dam l’anhydride carbonique ‘Xx& pur”. x 3

9

518 ACTA METALLURGICA, VOL. 9, 1961

dbcouvert par BBnard et Bardolletg) dans des con- ditions op&atoires t&s diff&entes. Les “germes” se forment prbfhrentiellement sur les rayures de polissage, les bords de l’&hantillon et certaines inclusions qui sont probablement des carbures. A mesure que la temp&ature d’oxydation s’Bl&ve 8, partir des valeurs indiqu&s, les germes deviennent de plus en plus volumineux et se transforment en de vbritables pustules. Au voisinage des pustules, le m&al subit une deformation plastique importante qui s’accom- pagne de la fissuration du film mince continu.

Aux temp&atures d’oxydation sup&ieures Q 500°C, les pustules r&rogradent fortement, mais il apparait une deformation g&&ale de 1’6chantillon. Celui-ci prend souvent une courbure accent&e; de plus, il s’agrandit consid&ablement tant en longueur qu’en largeur (Fig. 4). Par exemple, apr& une oxydation 8. 65O”C, pendant 15 h, l’agrandissement de la surface de la plaquette est d’environ 20pour-cent. Get agrandissement du support m&allique qui se produit vraisemblablement sous l’effet de contraintes de compression irpportantes dans le film mince compact et adherent d’oxyde dont nous avons dfi par ailleurs admettre l’existence, entraine une fissuration specta- culaire de la pellicule, dbcelable m&me & l’oeil nu (Fig. 5).

Nous tenons B remercier MM. Frisby et Portnoff du laboratoire de diffraction du service de Chimie des Solides du Centre d’Etudes Nuclbaires de Saclay pour le contours qu’ils nohs ont apporti dans la dbtermina- tion par rayons X de la nature des phases pr&entes dans les pe.llicules formhes, ainsi que de leurs textures d’orientation.

J. PA~DASSI

Service de Chimie des Solides M. L. POINTUD

Centre d’lhdes NucGairea de R. CAILLAT

Saclay (France) R. DARRAS

8: 3.

4.

5.

6.

7.

8. 9.

References Nat. Phya. Lab. BR No. 779 (1947). R. A. U. HUDDLE, TRDC p. 36. D. R. SYLVESTER, Rep. U.K. Atom. Energy Res. Establ. No. 2437. L. CH_OWEIX et R. DARRAS, Rapp. Comn. lhergie Atom. No. 310 (juill. 1956). J. E. ANTILL, K. A. PEAEALL, J. CRICK et M. GARDNER, Rep. U.K. Atom. Energy Rea. Establ. No. 2524 (1958). J. LORIERS, C. R. Ad. Sci., Par-h 229,547 (1949) et Thbse, Universit.4 de Paris (1952). S. J. GREW et W. B. JEPSON, J. Inst. Met. 87, 187 (1958- 59). A. B. AUSKERN et J. BELLE, J. Chem. Phys. 28,171 (1958). J. BERNARD et J. BARDOLLE, C.R. Acad. Sci., Pari8 283,2317 (1958). * Repu le 9 DQcembre, 1960.

Fine particle effect in dispersion-strengthening*

Meiklejohn and Skoda(l) investigating alloys con- sisting of very fine spherical particles of iron dispersed

in a mercury matrix have shown a strengthening effect which appears incompatible with current theories@-4) for the yield strength of dispersion- strengthened alloys. In particular, for a series of these alloys which contain particles whose diameters range from 50 A to 770 A they found that the offset yield stress, aov, followed the relation

u OY =~+uo where f(d) is a function of the particle diameter d- which the authors later show to be a linear function which can be written a - d, with a being a constant A is the center to center spacing of the dispersed particles and a, is a constant equal to the stress intercept of the above equation when l/(A - d) is equal to zero. Since it can be shown that

A - = 0.82 f-113 d

(2)

where f is the volume fraction of the dispersed phase, the authors rewrote e_quation (1) in the form

aj113 u

“V ‘- (0.82 _fl/3) + %*

According to this relationship, the yield strength is only a function of the volume fraction of the second phase and bears no relationship to the interparticle spacing or mean free path. It is this lack of depend- ence of their yield strength data on particle mor- phology which makes these data appear to be incom- patible with any of the various theories proposed for dispersion strengthening. That this apparent anomaly may be resolved is shown as follows.

Recently, Ansell and Lenelf proposed a dislocation model for dispersion-strengthening. In this model the criterion for yielding was that yielding occurs when the shear stress due to dislocations piled-up against or around the dispersed-phase particles fractures or plastically deforms the particles. This yield stress is closely associated with the proportional limit of the alloy, and is some constant stress lower than the offset yield stress for a given alloy series. On the basis of this model two mathematical calculations of the yield strength may be made. The first, as presented in their paper calculated the shear stress on the dis- persed-phase particles assuming that the radius of curvature of the dispersed particles is large enough that the piled-up array of dislocations against or about the particles may be considered straight. The second calculation applies when the radius of curvature of the dispersed particles is so small, that the array of dis- locations can no longer be considered straight. For