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that the activation energies for strain aging in Ag base solid solutions increase with solute atomic size and/or solute valence.

In connection with this result, it is interesting to note that the activation energies for high tempera- ture solute diffusion in Ag decrease with increasing solute valence.(a) In the case of strain aging, the measured activation energy is very likely that re- quired for the motion of solute atoms associated with vacancy complexes, and it is reasonable to expect that the larger solute atoms would “tumble” less easily with vacancy complexes. For diffusion at high temperatures, the decrease in activation ener- gies with increasing valence can be explained it the binding energy between vacancies and solute atoms decreases with solute valence and/or solute atom size.

The maximum value of AT (long aging times) obtainable for strain aging at 294°K was found to be 120 g/mm2 for Ag4 at. % Sn crystals compared with 95 and 70 g/mm2 for the Ag base Al(l) and Ag base Zn cases, respectively, at the same solute con- tents. The fact that the magnitude of the yield effects obtainable on strain aging increase with solute valence provides further evidence that the observed yield points are due to Suzuki locking.(l)

The authors gratefully acknowledge the support of the Division of Research, U.S. Atomic Energy Commission.

B. C. PETERS

A. A. HENDRICKSON

Department of Metallurgical Eng6neerin.g Michigan Technological University Houghton, Michigan

K. B. RUNDMAN

Department of Materials Science Northwestern University Evanston, Illinois

References

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2. G. E. TARDIFF and A. A. HENDRICKSON, Acta Met. 10.573 (1962).

3. C. LEYMONIE, Radioactive Tracers in Physical Metallurgy. Chapman and Hall, London (1963).

* Received July 31, 1964.

Contribution a 1’8tude du mkanisme et de la cinbtique de la transformation 5 -+ y du

plutonium *

Les principaux resultats sont les suivants: (1) La diminution de la vitesse de refroidissement

a pour effet d’augmenter la proportion de phase 13 transformee en phase y au tours de la periode de la brisure (periode BC) et de relever la temperature du point B. Cela apparait nettement sur les Figs. 3 et 4. oh l’on a represent6 deux courbes dilatometriques obtenues sur un mSme Bchantillon pour des vitesses de refroidissement de 80 et BO”C/heure. Ce r&x&at a

La transformation 6 + y du plutonium, observee au refroidissement a vitesse con&ante, peut dtre diviske en trois pkriodes successives qui apparaissent dbj& 8x5 signal6 par Hi11t2).

Tempimture OC -

Fro. 1. Cyclage thermique h vitesse de chauffage et de refroidissement de 140°C/heure.

clairement sur une courbe dilatometrique (Fig. l- periodes I (AB), II (BC) ou periode de la brisure, III (CD) ou periode des sauts).

L’aspect caracteristique de la transformation dans la periode des sauts fait penser a une transformation de type martensitique.

Pascardu) a propose un mecanisme possible pour une telle transformation. 11 a egalement Btudie, par dilatometrie, l’evolution de la transformation au tours de maintiens isothermes (effect& au tours du refroidissement des Bchantillons), et montre que celle- ci peut alors progresser, quelle que soit la periode de la transformation atteinte (periodes I, II, et III). 11 concluait finalement que le mecanisme de trans- formation devait etre martensitique, non seulement pendant la periode des sauts, mais aussi pendant les deux periodes precedentes.

NOUS avons poursuivi l’etude de la transformation 6 -+ y au refroidissement par dilatometrie, SOUR vide secondaire, et par micrographic, en nous attachant particulierement a I’examen de la periode de la brisure .

LETTERS TO

I

Temphrature o C -

FIG. 2. Cycla,oe thermique avec maintien isotherme de 300 heures B. 280°C.

(2) Comme l’ont deja mis. en evidence Pascard’l) et

Taylor’s) la transformation peut progresser au tours

de maintiens isothermes effectues a des temperatures

comprises entre celles des point A et C. La vitesse de

transformation est tres faible et il ne nous a Bte

possible d’obtenir la transformation complete que

dans la periode BC et a la suite de maintiens isothermes

Temp-hrature ? C --

FIG. 3 Fm. 4 FIQ. 5 FIG. 6

FIG. 3. Transformation 6 ---f y Qffectuee a la vitesse de refroid- issement de SO”C/heure.

FIQ. 4. Transformation 6 -+ y effect&e a la vitesse de refroid- issement de G”C/heure.

FICA 5. Transformations 6 - y successives effect&es a la vit- esse de 140’C/heure.

FIG. 6. Transformations S --f y successives effectuees I/par traitement isotherme EF de 300 heures 2/a la vi&se de

140V/heure.

THE EDITOR 145

de t&s longue duree. La Fig. 2 represente la courbe

dilatometrique d’un Bchantillon pour lequel la trans-

formation complete a 6th obtenue apres un maintien

de 300 heures b 280°C (portion EF de la courbe de

la Fig. 2). (3) Des cycles successifs de chauffage et de refroi-

dissement entre les domaines de la phase y et celui

de la phase 6 ont Bte effect&s a la vitesse de 14O”C/

heure (Fig. 5): l’aspect de la transformation 6 + y

ne varie pas d’un cycle a l’autre. (Le pourcentage de

phase 6 transformhe en phase y pendant la periode de

la brisure est voisin de 10% pour l’essai represente a

la Fig. 5.)

(4) On assiste, par contre, a une modification im-

portante du comportement du plutonium, si au tours

de l’un des cycles, la transformation 6 + y est

effect&e au moyen d’un traitement isotherme de

longue duree (Fig. 6): Au cycle suivant (effectue a

14O”C/heure) et bien que la transformation y + 6

garde le m&me aspect, la plus grande partie de la

transformation 6 + y se fait au tours de la periode

de la brisure (75% pour l’essai illustre par la Fig. 6;

meme Bchantillon, cycles faisant suite a ceux de la

Fig. 5). Le fait que la transformation 6 --f y ait Bte effectuee

en sa totalite au tours d’un maintien isotherme, a done

entrain4 une modification importante des proprietes

du metal. Cette modification subsiste apres retour en

phase 6 et influe apparemment seulement sur le

processus de la transformation S + y elle-meme.

Deux hypotheses nous paraissent pouvoir etre faites

pour expliquer ce comportement La premiere hypothese est que la phase y formee

au tours des maintiens isothermes et de la periode de

la brisure aurait une structure cristalline ou une

texture diiferente de celle qui se forme au tours de

la periode des sauts, et qu’un phenomene d’heredite

cristahographique, apres retour en phase 6, permet-

trait un developpement preferentiel de cette mSme

phase au cycle suivant. Neanmoins, l’observation des

Figs. 5 et 6 montre que la transformation y + 6 au

chauffage conserve le meme aspect, qu’elle ait 6th

precedee par une transformation par palier isotherme

ou par une transformation & vitesse constante, ce qui

fait panser que la structure de la phase obtenue ne

varierait guere selon le mode de transformation.

La deuxikme hypothkse a trait au role que jouent

les impuretes dans la transformation: Au tours de

la periode de la brisure- et pendant les traitements

isothermes, la transformation s’accompagnerait d’une

modification de la repartition de certaines impuretes

(par precipitation ou dissolution), entrainant soit, un

appauvrissement, soit un enrichissement de la phase

146 ACTA METALLURGICA, VOL. 13, 1965

Pm. 7. Structure apres refroidissement depuis le domaine S (340°C) & 140W/heure (apres cycles de la

Fig. 5) x310.

Fm. 9. Structure apres (1) le cycle de la Fig. 6 (photo b), (2) traitment thermique de 21 heures dans le domaine 6 B, 372”C, (3) refroidissement depuis 372°C & 140”C/heure.

x 375.

FIQ. 8. Structure apres transformation 6 -P y effectuee au tours d’un traitment thermique (apres cycles de la

Fig. 6). x380.

I,ETTERS TO THE EDITOR 147

y form&. Au cows de la pkiode des sauts, par contre, il n’y await pas de modi~cation de la &partition des impuretk.

Pendant la ptkiode de la brisure et au cows des traitements isothermes, la cin&ique de la transforma- tion serait sous la dependance de la diffusion des impure& hors ou B l’intkrieur de la phase 6 r&iduelle, et l’on await une transformation par germination et croissance. Pendant la pkiode des sauts, la trans- formation pourrait 6tre de type martensitique.

Les micrographics des Figs. 7, 8 et 9 illustrent l’aspect des ~chantillons aprk:

Fig. 7, le traitement de la Fig. 5 Fig. 8, le traitement de la, Fig. 6 Fig. 9, ce m&me traitement, suivi d’un recuit de

21 heures B 372”C, en phase 6 et d’un refroidissement b l’ambiante B 140”C/heure.

La diffirence de morphologie des pr~cipi~tions des Figs. 7 et 9 d’une part, et de la Fig. 8 d’autre part, montre bien que les impwet& jouent un rsle dans la transformation. NBanmoins, 1’6tude de ces micro- graphies ne permet pas de determiner si la trans- formation s’aecom~gne d’une precipitation ou d’une

Dans le cas d’une prkipitaton, les amas de pr& &pit& de la photo 8 se seraient form& au cows de la transformation 6 -+ y (effectuhe au oours d’un maintien isotherme), par prBcipitation d’impuret& auparavant dissoutes dans la phase 6.

Dans le cas d’une dissolution, ils se seraient form& ap&s la transformation 6 -* y, par pr~oipitation en phase @ ou en phase a d’impuret& dissoutes dans la phase y au tours du traitement isotherme.

B. HOCHEID

A. TANON

Roite Postale No. 2

G$‘--SW- Yvette (S et 0)

France

Bibliographic

1. R. PASCARD, “Etude par dilatom6trie de 1s transformation du plutonium pur”-Plutonium (1960) P. 10.

2. J. D. HILL, Discussion de 1’ertioIe p&&dent. Plutonium (1960) P. 37.

3. J. H. TAYLOR, Discussion de l’fwticle pticbdent. P~~on~~~ (1960) P. 32.

dissolution d’impuretbs. * Received April 27, 1964; revised June 13, 1964.