CAVITl%i SUBMICROSCOPIQUES DANS LE LAITON Dl?iZINCIFIfi*

A. CRAIEVICHt et A. GUINIERS

On 8 Btudi6 18 cin&ique de d&incification et la diminut,ion de volume de lames de leiton (Cu-Zn I*) initislement de concentration uniforme. On 8 d&e16 la pr6sence d’une porosit6 submlcroscopique et 6tudi6 ses caract&istiques par la technique de diffusion de rayons X aux petits angles. La cindtique de 18 formation et 18 croiasance des cavit& montre que les pores microscopiques ne sont pas le r6sultat d’une croiss8nce uniforme des microcavit6s; celles qui sont dans le volume des grains grossissent t&s lentement,. Ce sont celles qui se trouvent dans des sites privilegi& (le long des joints et sous-joints des grains) qui croissent’ rrtpldement pour atteindre des dimensions mlcroscoplques.

SUBMICROSCOPIC VOIDS IN DEZINCIFIED BRASS

The dezincifioation kinetics and the volume decrease of brass foils (a Cu-Zn) with homogeneous origin81 concentration were investigated. A submicroscopic porosity ~8s evidenced, and its characteristics were 8nelysed by the low angle X r8y scattering technique. From the formation kinetics and the void growth It is shown that microscopic pores 8re not due to an homogeneous growth of microvoids. The microvoids which are within grains grow very slowly, but those which occupy preferential sites (along gr8in bound- aries or sub-boundaries) grow rapidly up to microscopic dimensions.

SUBMIKROSKOPISCHE HOHLRXUME IN ENTZINKTEM BLEI Die Kinetik der Zinkvemrmung und die Vohunenebnahme von Messingfolien (a-Cu-Zn) mit homo-

gener Ausgsngskonzentration wurden untersucht. Es wurde eine submikroskopische Porositiit beo- bachtet und mit Hilfe der Kleinwinkelstreuung 8nalysiert. Aus der Bildungskinetik und dem Wechstum der Hohh%ume wird gezeigt, daD mikroskoplsche PoFen nicht durch homogenes Wechstum von Mikro- hohWumen entstehen. Die Mikrohohlriiume innerhalb der Kijrner wachsen sehr lsngsctm; dagegen wachsen Mikrohohlr&ume 8n bevorzugten Pl(itzen (an Korngrenzen und Subkorngrenzen) sehr schnell bis zu mikroskopischen Dimensionen.

1. INTRODUCTION

Correa da Silva et Mehl”) ont observ6 la presence de pores dans la zone de diffusion des couples Cu/Cu-Zn. Ces pores de quelques microns de diametre ont BtB d&elf& aussi par Balluffi et Alexandert2) dens des couples Au/Ag et Cu/Ni et dans la zone de diffusion d’un alliage Cu-Zn dont ils ont fait &vaporer le Zn (alliage d6zincifi6).

Depuis les premiers travaux sur ce sujet, on a attribub la formation des pores b 1’6limination in- compkte de l’excks de lacunes provenant de la diff&- ence de diffusivitt5 des deux constituants de l’alliage(3f4) et on a essay4 d’estimer les conditions de stabilit6 des pores dans une region oh il y a une sursaturation donn6e de lacunes. Les auteurs ont consid&C le cas simple de cavitk sphkriques de rayon r dans une rPgion de cristal parfait avec une concentration de lacunes n, superieure I la concentration d’dquilibre n,, et ils definissent la sursaturation par le rapport : R =

h - n,)/~,. Dsns ce cas la sursaturation nkessaire pour qu’une cavitd de rayon r soit stable est don&e par la formule de Gibbs-Thompson:(3)

-1

oti 11 est le nombre d’atomes par unit6 de volume, k la

* Received March 7, 1973. 7 Inntltuto de MstemBtica, Astronomia y Fislca; C6rdoba.

Argentma. : Laboretome de Physique des Solides, Facult6 des Sciences;

91406, Orsay, Fr8nce.

constante de Boltzman, T la temp&ature absolue et s la tension superficielle. D’aprks cette relation, la formation de cavit& stables dans un cristal parfait serait possible si R 2 100, pour les systkmes usuels S tempkrature ordineire.

Seitz(3) B fait une Etude theorique de la diffusion dans des systkmes d’dlements de con&antes de dif- fusion diffkentes. Compte tenu de la diffusion de lacunes, cet auteur a obtenu une Evaluation de la sursaturation et il a BtB amen6 B ddduire que des valeurs R II 100 ne sont jam&s atteintes; done la presence de pores dans les cristaux parfaits ne serait pas possible. 11 estime que la valeur meximale de R est de l’ordre de 2. Dans ce m6me travail, Seitz cite des rkultats exp6rimentaux indirects qui sont cohC- rents avec l’hypothkse de la prksence de cavittk sub- microscopiques.

Par ailleurs, pour obtenir une estimation de la sur- saturation de lacunes Ball~ffi(~) cherche une solution de 1’6quation de diffusion de lacunes

an, at= -div J, - uI

oh J, est le courant de lacunes et (TV est un terme correspondant L la creation de lacunes qu’il &value L c1 = (nl - n&/7, T repr&entant la vie moyenne des lacunes. Cet auteur trouve R & 0.01 18 oh les pores se forment. Done d’aprhs la relation de Gibbs- Thompson, les pores ne pourraient croitre qu’it partir des germes p&existants d’un diam&re de l’ordre de

ACTA METALLURGICA, VOL. 21, SEPTEMBER 1973 1327

1328 ACTA METALLURGICA, VOL. ?I, 1973

0.3 ~1, c’est-L-dire qu’en fait il n’y aurait pas de caribes submicroscopiques stables.

Les etudes experimentales sur la porosite realisees jusqu’ a present ont Bte faites par microscopic opt’ique. Au contraire nous avons cherche a verifier la presence ou l’absence de cavites submicroscopiques dans les zones de diffusion et a Studier les caracteristiques des cavites et leur cinetique de croissance.

Xotre recherche a port& sur des echantillons d’alliage Cu-Zn a partiellement dezincifies oti des porosites microscopiques avaient tM d&elees.‘s) Nous avons d’abord Btudie la cinetique de la dezincification, le processus de diffusion dans l’echantillon et la con- traction des Bchantillons qui resulte de l’elimination dune fraction des lacunes en exces. La technique experimentale utilisee pour deceler les cavites a et& la diffusion des rayons X aux petits angles. Cette technique permet en general d’&udier les h6terogen& it& de la densite electronique de dimensions comprises entre quelques Angstroms et 1000 A environ (les limites dependant du dispositif utilis6).(5) Cette methode necessite des kchantillons d’une Bpaisseur de l’ordre de quelques dizaines de microns pour les laitons. Dens notre cas nous avons Btudie des lames de 22 ~1 d’epaisseur de Cu-Zn avec une concentration initiale uniforme de 36% Zn.

2. DEZINCIFICATION

Les Bchantillons ont Btt! obtenus par laminages succesifs, alter& avec des recuits, a partir de I’alliage massif. Finalement les lames ont &t! recuites pendant 8 h a 700°C dans un tube de quartz scelld sous atmos- phere d’agon. Nous avons rempli le tube avec des copeaux du m6me alliage afin de limiter l’evaporation du Zn pour obtenir un Bchantillon de concentration aussi uniforme que possible.

Les lames ont subi des dezincifications progressives sous un vide maintenu a 10-a mm de Hg. Pour etudier les premiers stades de la formation des pores a differentes temperatures et &ant donnk la faible Bpaisseur des lames, nous avons utilise un dispositif qui permet des recuits de tres courte duree.

La cinetique de l’evaporation du Zn a Bte d&erminQ en measurant la variation relative de masse a en fonction de la racine car&e du temps de dezincification

%,“t. La Fig. 1 montre l’evolution de a aux tempera- tures de traitement thermique de 500, 600 et 700°C.

TABLEAY 1. Constantes de diffusion.

T(“C) D(cm*/s)

500 1.1 lo-” 600 9.7 lo-” 700 6.2 10-10

FIG. 1. Cinhque de la variation relative de masse.

Apartir des pentes 8, I’origine, y, des courbes a(&), nous avons calcule une valeur moyenne des constantes de diffusion o.(s) Pour des Bchantillons lamellaires :

oh d est l’epaisseur et cs la concentration initiale. A partir des valeurs des pentes ti&es de nos courbes experimentales, nous avons obtenu les constantes de diffusion montrdes dans le Tableau 1. L’Bnergie d’activation qui en resulte est de 32 kcal/mol. Toutes ces valeurs sont en bon accord avec les d&erminations prtMdentes,(s) faites sur des couples de diffusion Cu/ Cu-Zn, ce qui montre que la dezincification de Salliage est &gie principalement pa - la diffusion atomique en volume.

La distribution du Zn dans l’echantillon B divers degres de dezincification (c’est-a-dire pour differentes variations relatives de masse), a BtC mesuree dans une lame trait&e L 6OOW avec une microsonde Blectronique. Dans la Fig. 2 nous avons port6 les courbes de concen- tration des Bchantillons correspondant it des degr& de dezincification de 0, 11, 20 et 300/,.

La dezincification produit aussi une contraction en volume des Bchantillons. Cette contraction est due ZL l’elimination dune fraction de I’exces de lacunes. Afin de suivre la variation des dimensions des Bchant- illons au fur et a mesure que la dezincification pro- gresse, nous avons mesurk la variation relative de longueur des lames. Dans les Bchantillons minces la contraction est a peu p&s isotrope,f7) done 8. partir des mesures faites, nous avons estime la variation relative des dimensions lineaires, /?. Dans la Fig. 3 nous avons represent& /S en fonction du degrt5 de dezincification a. Nous montrons dans la meme figure a/3 qui serait, dans les premiers stades, la valeur de

CR.4IEVICH ET GUINIER: CAVITtiS DASS LE LBITOK DfiZISCIFIl? 1329

FIG. 3. Courbes de concentration du Zn.

@ s’il n’y avait pas formation de caviMs (en ne tenant pas compte de la variation du parametre de reseau). Nous reviendrons sur ces rt-kultats dans la suite.

3. DISPOSITIF EXPERIMENTAL POUR LA DIFFUSION CENTRALE DE RAYONS X

Nous avons utilise un generateur de rayons S stabilid. a anticathode de Cu et foyer fm, un mono- chromateur cylindrique dissymetrique de quartz, un goniometre au centre duquel on a place l’echantillon et un detecteur proportionel suivi d’un systeme Blectronique de comptage. Deux fentes It levres independantes reduisent sensiblement le rayonnement’ parasite. Pour determiner 1’ intensite en valeur abso- lue, nous avons utilise une serie de filtres de nickel Qtalonnks. La collimat,ion du systeme, qui est du type “lineaire et infinie”,(s) permet, d’atteindre une valeur minimum du module du vecteur de diffusion s ” 2f3/?, = 3 x 10-3 A-l (20 &ant’ l’angle de diffusion et i. la longeur d’onde utilisee). Pour ce type de collimation l’intensite mesuree est j(s). definie a partir du pouvoii diffusant i(s) par

s

r j(s) = ;[(xs + t2)“s] dt. (4)

0

La grandeur i(s) est le nombre d’electrons, par electron de l’echantillon, qui, diffusant independam- ment et dans les memes conditions experimentales. produirait I’intensite mesuree. La fonction j(s) est souvent don& en electrons/electron A.

4. PREMIERS RESULTATS

Sous avons d’abord remarque qu’un Bchantillon partiellement dezincifie (a = 0.08) qui, examine au microscope optique ne montre aucune porositk, pro- duit une diffusion centrale de rayons S. Si on attribue cette diffusion it la presence de cavites submicrosco- piques, on peut avoir une idee du diametre moyen 4 de t,elles cavitds. En effet,, entre le diametre 4 et la valeur sJI de s, telle que pour s > sJI I’intensite soit negligeable, il existe la relation suivante :(5)

2 SA,f ci - .

4 (5)

Puisque nos mesures ont Ctk faites pour s > 3 2; lop3 A-l, la presence de diffusion dans ce domaine implique qu’il y a des cavitks telles que $ < 600 A.

5. CARACTERISTIQUES ET DISTRIBUTION DES CAVITES

Etant donne la non-uniformite de la concentration de Zn dans les Bchantillons, il est necessaire de &parer les diffusions dues aux differentes regions pour re- chercher comment les cavites sont distribuees dans l’echantillon. Nous avons divise une lame en quatre parties A, B, C et D (Fig. 4). Pour Studier dparement I’intensite de la diffusion produite par chaque region, nous avons mesure l’intensitk due a l’echantillon initial d’epaisseur d, = 22 ~1; ensuite nous avons aminci l’echantillon, par polissage Blectrolytique, afin d’avoir une Bpaisseur d, = 0.8 d, et nous avons deter- mine a nouveau la courbe de diffusion. La difference des deux courbes corrigees de l’absorption donne l’intensite j(s) correspondant a la diffusion due aux regions symetriques A et A’. Nous avons ensuite reduit succesivement l’epaisseur de l’echantillon, a

1” .5 .I0 -15 .20 .25

Fra. 3. Contraction des 6chantillons.

1330 ACTA METALLURGICA, VOL. 21, 19’73

A 8 C D 0' C’ t3’ A’ 1 :’ ’

‘, ,I 1

I I ;*\ j

‘! I

‘1 , 1 1 t ’ I I ,

9 1

I k I 7

FIQ. 4. Amincissement des lames.

J d, = 0,5 d, et d4 = 0,3 4, pour isoler les contribu- tions des r&ions choisies par le mbme procbdt? de diffkrences de la diffusion mesur&.

Pour I’analyse de ces courbes, nous avons consid&& que l’intensitk diffude aux petits angles esf produite par des cavitks vides au sein d’une matrice de densite Blectronique p uniforme. L’uniformitB de la densite Blectronique est due au fait que le Cu et le Zn ont des nombres atomiques voisins. Nous supposons que les cevit& ont une forme sph&oidale comme las pores observ& par les auteurs dbjjs cit&.@) (Dan8 nos Bchentillons dbincifiBs suffisamment nous avons aussi trouve des pores sph&oidaux). Ainsi, sans frsire une trop grande erreur, on peut assimiler les cavitds & des sphdres de rayon r. Nous supposerons enfin que les cavitds sont ~loign~es les unes de8 autres pour qu’il n’existe pas d’interfhrences entre cavitk

Dans ces conditions, si toutes les cavites avaient le mdme diamktre r,,, les courbes de diffusion devraient verifier la loi de Guinier:

j(s) = j(0) exp( -+flr$$) (6) Les courbes de la Fig. 5 repr&entent log j en fonction

de 9; on y voit clairement que la loi simple (6) n’est pas suivie. Ceci implique qu’il y a h&&og&&te de la teille de8 cavitk. Ce qu’on peut rtlors tirer de la, pente maximale (5) est une certaine moyenne de8 rayons des cavitk qui contribuent & la diffusion dans notre domaine de mesure. Dan8 cette moyenne les cavitks plus grosses sent affect&s d’un coefficient plus grand que les petites; done la veleur ainsi obtenue nous donnera une valeur moyenne qui depend de la distri- bution des rayons. On voit dans la Fig. 5 que la courbe correspondant ZL la dgion C a une pente

nettement diffdrente de celles des rCgions voisines, ce qui indique la p&sence dans cette rCgion de cavit& de rayons plus grands. Les valeurs des rayons, donrkes dans le Tableau 2, ne peuvent dtre consider&s que comme des approximations assez gross&es. D’eutre part, &ant don& la limitation vers les petits angles de notre domaine de mesure. il est possible que nous n’ayons pas tenu compte des plus grosses cavitks. C’est pourquoi nous avons essay& de rCrifier la coh&- ence de8 hypothkses faites. en utilisant les ailes des courbes et les valeurs de l’intensitk extrapolBe & l’origine j(0).

Xous avons rep&sent6 dsns la Fig. 6 log j en fonction de log s: on trouve aux plus grands angles des droites de pente -3 en conformitk avec la loi de Pored:‘@) j(s) = K/s3. Rappelons que cette loi est satisfaite par des p&icules de densite uniforme plongees dans un milieu de densit dlectronique ggale- ment uniforme. De plU8 les particules doivent avoir une forme telle qu’aucune de leurs dimension8 ne soit negligeable devant les autres.

La constante Ii de la loi de Porod est libe Q la structure par la relation:

oti S est 1s surface d’interface et N le nombre ‘de

FIG. 5. Intensitk de la diffusion centrale produite par les diff&entes rbgions de 1’6chantillon.

CRAIEVICH ET GTTINIER: CAVITfiS DANS LE LAITOS Dl?ZISCIFlti

TABLEAU 2. Moyennes des rayons des cavith d’eprk les pentes mexlmeles: (ro) et les rapports. j(O)/K: (rO’)

Couche A B C D

?AA) 151 125 144 119 r,;(A) 129 98 130 86

pwticules ou cavit& par unite de volume. L’intensitP

j(O), obtenue par extrapolation, est don&e par :

Du rapportj(O)/K il est possible de tirer la valeur de rc. Nous avons utilise cette expression pour calculer les moyennes des rayons dans chaque region de l’echantillon. Mais cette moyenne n’est pas celle que l’on obtient avec la loi de Guinier, l’ecart augmentant’ svec l’elargissement de le courbe de distribution des rayons.

Les resultats du Tableau 2 confirment l’existence d’une distribution de taille ; les rayons r0 obtenus d’apres la loi de Guinier sont plus Bleves que ceux calcul& it partir du rapport j(O)/K. De la valeur calculee It pertir de j(0) et K nous avons estime le nombre N de cavites par unite de volume. Certes ces result&s ne sont qu’approches, mais ils donnent une bonne idee de la variation du nombre de cavites dens les differentes couches (Fig. 7): le nombre de cavites augmente au fur et & mesure qu’on se rapproche de la surface et il est bien plus considerable dans la region A que dans les autres.

6. EVOLUTION DES CAVITES

Pour suivre l’evolution des cavitks au tours de la dezincification, nous avons d’abord Btudie la diffusion

FIG. 6. Ailes des courbes de diffusion centrale.

-I

L

A B C D

1331

FIG. i. Nombre de cavith par unite de volume.

centrale des rayons X en fonction du temps de t,raite- ment thermique B 500°C. Les Bchentillons ont et6 d’abord examine au microscope optique afin de deceler la presence de pores microscopiques. Nous evons trouve que pour a < 0,lO il n’y a pas de porosite appreciable. Pour a N 0,lO on commence B deceler quelques pores et it mesure que la dezincification progresae, le nombre et la taille des pores augmentent,. Dans les dernieres &apes ils occupent une fract,ion de l’ordre du 10% du volume de l’tkhantillon, ce qui est en accord avec les r&ultats de Balluffi et Alexander.c2)

Les courbes de diffusion centrale des rayons X. correspondant aux diff&ents temps de dbincificrttion, sont donnees dans la Fig. 8. Un premier examen des courbes montre que l’intensite augmente avec le temps de dezincification dans tout notre domaine de mesure. Si toutes les crtvites submicroscopiques grossisseient de fapon uniforme jusqu’& atteindre finalement des dimensions de l’ordre du micron, la diffusion de rayons X que nous pouvons mesurer devrait progressivement, disparaitre. Ce n’est pas ce que l’on observe: jusque dans les dernieres &apes, ou des pores sont visibles au microscope optique, il subsiste de petites cavites sub- microscopiques.

Si i’on examine les courbes de la Fig. 8, on remarque qu’elles ont toutes une allure semblable et que les pentes maximales sont B peu pres indkpendantes du temps de treitment thermique. Cel& implique que la distribution de rayons des cavitds submicroscopiques reste sensiblement constante durant la dezincification. Cette conclusion semble contredire l’hypothese de la formation des pores par 1~ croissance des cavitks sub- microscopiques responsables de la diffusion des rayons X. Pourtant il faut noter que le nombre des cavites est

1332 ACTA METALLURGICA, VOL. 21, 1973

J

FIG. 8. Evolution de la diffusion centrale.

de l’ordre de 1015 par cm3, tandis que seule une faible fraction croit jusqu’ L des dimensions microscopiques. Nous avons rep&sent6 dans la Fig. 9 la cin&ique de la diffusion centrale, portant lea valeurs de j(0) en fonction du temps de dkzincification. De I’evolution de j (0) on peut tirer l’tkolution du nombre de cavitk au tours du traitement thermique.

Une Ctude semblable a BtB faite & 600°C et 700% pour kaleur l’influence de la temptkature de dkzinci- fication sur la cin&ique de formation des cavitks. Nous avons trouve que lea courbes de diffusion ont la m&me allure : lea pentes maximales donnent dans tous les cas des rayons moyens Equivalents. Aux trois temperatures consid&es nous avons trouvk des valeurs de r,, = 150 A environ. Nous avons estime

loo

Fro. 9. Fonctlon j(0) en fonction du temps de traitement thermique.

1’6volution du nombre de cavit&. & partir des valeurs de j(0) et de r,, aux diffgrentes temperatures. Les r&ultats obtenus ont BtB rassembles dans la Fig. 10 en fonction du degrB de dkncitication. (Rappelons que, &ant donnb lea approximations faites, lea nombres de cavitks doivent &re considCr& seulement commc des valeurs approchkes).

7. DISCUSSION ET CONCLUSIONS

La mise en Evidence de cavitPs d’une centaine d’Angtrijms semble 6tre en bon accord arec les esti- mations de Seitzc3) sur la possibilitP d’existence de telles cavitks dans la zone de diffusion et, done des sursaturations des lacunes R r~ 2. Pourtant nous avons .observk qu’il y a des cavitks submicroscopiques stables mdme & des stades avan& de la dkzincification. lorsque la sursaturation de lacunes doit avoir des

N [cayh, IO”] * SOO’C l 600°C

IO 20 FIG. 10. P-iombre de cavittk en fonctlon du taux de

d6zincification.

valeurs t&s petites. CeliL montre que les p&dictions thkoriques de la taille des cavit& stables d’aprk la formule de Gibbs-Thompson. qui suppose un cristal parfait, ne correspondent pas $ unalliage rCe1. Dana ce cas cette formule pourrait ne pas&reapplicable&cause des d&fauts cristallins ou tensions internes qui augmen- tent localement 1’Cnergie du cristal et que la formation de cavittk peut faire diminuer. Ainsi nous avons observe dans nos Bchantillons la formation d’une sous- structure de polygonisation qui se dkveloppe au fur et & mesure que la dezincification progresse.

me analyse des rksultats montre une corrklation, au moins qualitative, entre les caractt!ristiques des cavit& submicroscopiques et celles des pores observks au microscope optique.c2) En ce qui concerne leur nombre. on trouve dans les deux cas qu’il eat plus &levP pri?s de la surface. Dans la Fig. 7 nous voyons que le nombre de cavil& est important surtout dans la region A: mais le nombre que nous avons determink

CRAIEVICH ET GUINIER: CAVITBS DASS LE LAITON DfiZIKCIFIti 1333

est probablement trop grand: en effet, une partie de l’intensite de diffusion mesuree petit dtre due aux irregularit& de la surface a Bchelle submicroscopique. Dan@ on avait trouve des pores de taille plus petite pres de la surface. Dans notre cas, si nous ne tenons pas compte des valeurs r,, associees a la region A (influence des irregularites de surface) ni a la region D oti la diffusion atomique s’est peu developpee, nous trouvons un resultat semblable (les cavites de la region C ont une taille moyenne plus grande que celles de B). Ces faits ont et& expliqu&‘2) en considerant que le maximum du degre de sursaturation de lacunes est etteint au debut du processus et p&s de la surface. Au tours de 12 dezincification le maximum se deplace vers l’interieur. mais sa grandeur decroit et par consequent le nombre de sites de germination qui deviennent effectifs diminue.

En ce qui concerne l’evolution de la taille des cavites, nous avons montre que la distribution des rayons ne change presque pas dens le temps. m6me lorsqu’ existent des pores de quelques microns de diametre. Nous estimons que la formation de tels pores microscopiques est le resultat de la croissance rapide de certaines cavites qui se trouvent dans des regions particulierement favorables. Le fait d’avoir aux Btapes avancees une porosite microscopique qui occupe une fraction de volume de l’ordre du 10% et encore une augmentation de la diffusion centrale a ce stade implique que de nouvelles cavites se forment jusqu’ aux dernieres &apes de la dezincification. Nous en concluons que la croissance se fait suivent deux cinetiques nettement differentes : la plupart des cavites (probablement celles form&es dans le volume des grains) grossissent tres lentement, tandis que

celles qui se forment dans des regions favorables (probablement sur les joints et sous-joints de grains) croissent rapidement jusqu’ it atteindre des dimensions microscopiques. Recemment cette conclusion a et6 confirmee par Reich(n) qui a fait des examens de lames dezincifiees au microscope electronique; il a observe que les pores apparaissent en des endroits privilegies: le long des joints et sous-joints de grain.

Sur I’effet de la temperature de recuit, la Fig. 10 montre que, pour un degre de dezincification donne, la fraction de volume occupee par les cavites est plus grande lorsque le traitement thermique est fait a une temperature plus basse. Un effet analogue a Bte observe dans l’ktude de la porosite microscopique. D’ailleurs les mesures de contraction du volume sont en accord avec ces resultats (Fig. 3). La presence de cavites est demontree par l’tkart entre /I et a/3 ; pour a > O,lO, lorsqu’ il existe dans l’echantillon une porosite microscopique, la divergence est nette : l’ecart est plus important a des temperatures plus basses, en accord avec les resultats p&it&.

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