Brevet FR2344639A1 — publié le 19771014

L'invention concerne des alliages métalliques pouvant être rendus aptes à la reprise thermique. Sous un autre aspect, elle concerne des objets métalliques aptes à la reprise thermi que. Des matériaux, aussi bien organiques que métalliques, pouvant être rendus aptes à la reprise thermique, sont bien connus. Un objet formé de matériaux de ce genre peut être déformé d'une configuration primitive thermiquement stable à une deuxième configuration thermiquement instable On dit que ltob- jet est apte à la reprise -thermique~pärce que, lorsqu'on applique de la chaleur, il peut être amenéà revenir de--sa configu- ration thermiquement instable à sa configuration primitive thermiquement stable. Pour les métaux par exemple certains alliages de titane et de nickel, leur possibilité d'être rendus aptes à la reprise thermique résulte du fait que le métal subit une transformation réversible d'un état austénitique à un état martensitique lorsque la température varie. Un objet formé d'un métal de ce genre, par exemple un manchon creux, peut être-facilement déformé de sa configuration primitive à une nouvelle configuration lorsqu'on le refroidit en dessous de la température à laquelle le métal se transforme de l'état austénitique à l'état martensitique.Cette température, ou cet intervalle de température, s'appelle habituellement température Ms. Quand on réchauffe un objet ainsi déformé jusqu'à la température où le métal revient à l'austénite, appelée température ou intervalle As , l'objet déformé revient à sa configuration primitive. Ainsi, quand on refroidit le manchon creux mentionné plus haut à une température où le métal devient martensitique, on peut facilement le dilater à un plus grand diamètre, par exemple au moyen d'un mandrin. Si on laisse ensuite le manchon dilaté se réchauffer à la température où le métal revient à l'état austénitique, le manchon reprend ses dimensions primitives. Ordinairement, un manchon dè ce genre rattrape la totalité ou la quasi-totalité de la déformation, c'est-à-dire qu'il revient complètement à ses dimensions primitives. Toutefois, il faut noter que dans certaines circonstances, l'objet peut se déformer dans une mesure telle que toute la déformation ne puis se pas être rattrapée au chauffage. Ou encore, si l'on interpose quelque chose à l'intérieur du manchon, par exemple un substrat rigide ayant une dimension extérieure plus grande que les dimensions intérieures du manchon avant déformation, le manchon ne peut pas subir la reprise à ses dimensions primitives. Toute variation dimensionnelle jusqu'au maximum de reprise qu'un objet puisse subir en l'absence de substrat interposé s'appelle déformation susceptible de reprise thermique. La partie de la déformation susceptible de reprise thermique dont la reprise est empêchée par un substrat interposé ou une autre cause s'appelle reprise non résolue. Enfin, toute déformation qui dépasse la déformation maximale susceptible de reprise thermique s'appelle déformation non susceptible de reprise thermique. I1 est connu depuis de nombreuses années que les alliages titane-nickel mentionnés plus haut ont la propriété de reprise thermique. Plus récemment, par exemple dans le brevet des E.U.A. nO 3 783 037, on a décrit un procédé de fabrication d'un objet apte à la reprise thermique dans lequel on déforme, après traitement thermique approprié, un composé intermétallique qui subit une transformation sans diffusion en martensite lamellaire au refroidissement avec ou sans travail. Lorsqu'on réchauffe l'objet, il reprend au moins partiellement sa forme primitive.Les alliages indiqués comme préférentiels sont des alliages à base de cuivre qui se transforment en une martensite à symétrie pseudo-cubique comprenant les systèmes binaires cuivre-zinc et cuivre-aluminium et les systèmes ternaires cuivre-aluminium-zinc, cuivre-zinc-étain, cuivre-zinc-silicium, cuivre-aluminium-manganèse, cuivre-aluminium-fer et cuivre-aluminium-nickel. Dans le brevet des E.U.A. nO 3 783 038 déjà cité (colonne 8, lignes 63 sq.), on indique, au sujet du système cuivre-aluminium-zinc : "... à mesure qu'il se produit un accroissement progressif de la teneur en aluminium et une diminution de la teneur en zinc.... , la ductilité maximale qui peut être obtenue dans les alliages ternaires lorsqu ils sont déformés au point Ms ou au voisinage de celui-ci diminue." On indique qu a mesure que le taux d'aluminium augmente, la déformation maximale susceptible de reprise thermique qui puisse être obtenue diminue. Par exemple dans les alliages comprenant (en poids) 72% de cuivre, 22% de zinc et 6% d'aluminium, ainsi que 75,7% de cuivre, 17% de zinc et 7,5% d'aluminium, il est signalé que la déformation maximale susceptible de reprise thermique est respectivement de 4,8% et de 4,0%. L'enseignement clair du brevet cité est donc qu'il faut diminuer le plus possible la teneur en aluminium de l'alliage pour réaliser une déformation maximale susceptible de reprise thermique. Malheureusement, on a trouvé que, de façon inconnue antérieurement, une diminution de la teneur en aluminium a un effet désavantageux et prononcé sur la stabilité, c'est-à-dire la possibilité d'éviter un relâchement des contraintes de l'objet dans des conditions de reprise non résolue. En outre, Si l'on suit ltenseignement de la technique antérieure et si l'on évite les alliages ternaires contenant des quantités notables d'aluminium, on observe des limitations dans le façonnage à chaud. En particulier, pour un façonnage à chaud à faible dépense d'énergie, il est nécessaire d'éviter une deuxième phase dans la structure. Malheureusement, les alliages à faible teneur en aluminium doivent être maintenus à des températures très élevées, par exemple supérieures à 6500C, pour être dans l'état # à une seule phase, qui est la phase désirée pour l'aptitude au façonnage à chaud. A de si hautes températures, la longévité des outils est diminuée et il est difficile d'éviter un grain grossier dans le produit. Si l'on provoque sur un substrat la reprise d'un objet apte à la reprise thermique de telle sorte que le substrat empêche une reprise complète de l'objet à sa configuration primitive, donc dans des conditions de reprise non résolue; la déformation résiduelle cause une contrainte dans l'objet. On a découvert maintenant que toutes les compositions d'alliage ayant la structure du laton P sont plus ou moins instables si l'on empêche une reprise complète.Ainsi, on a trouvé qu'à des températures modérées comme celles que l'on observe typiquement en service, par exemple dans des applications hydrauliques ou électriques sur les avions, la contrainte résiduelle des objets ayant subi une reprise incomplète se dégrade constamment jusqu'à zéro de sorte qu'au bout d'un cer tain temps, l'objet, par exemple un manchon qui a subi la reprise autour d'un substrat, peut être facilement retiré de celuici. Etant donné que les métaux aptes à la reprise thermique sont surtout utiles dans des applications où ils exercent une forte contrainte de compression ou autre, l'homme de l'art comprendra facilement que le processus de relâchement des contraintes décrit ci-dessus est un obstacle considérable à l'utilisation étendue de ces métaux. Par exemple, les pièces formées des alliages binaires et des alliages ternaires spéciaux décrits dans le brevet des E.U.A. nO 3 783 037 déjà cité, lorsqu'on les empêche de subir une reprise complète à une configuration initiale dans des conditions où la reprise non résolue est d'environ 4,0%, présentent un relâchement complet des contraintes à 1250C en moins de 1000 heures (ce qui équivaut à un relâchement en 100 heures à îso0c) de sorte qu'ils sont pratiquement inutilisables dans beaucoup d'applications. Donc, bien que lton connaisse antérieurement une large variété de compositions d'alliage du type des laitons ftpou- vant être rendues aptes à la reprise thermique, ces compositions ont de sérieux inconvénients qui limitent fortement leur utilisation. En conséquence, l'un des buts de l'invention est de fournir des alliages améliorés du type des laitons~# . Un autre but est de fournir des objets aptes à la re prise thermique en alliages du type des laitons # qui présentent une stabilité de contraintes à long terme lorsqu'on provoque leur reprise dans des conditions telles qu'il reste une certaine reprise non résolue. Un autre but est encore de fournir des objets aptes à la reprise thermique en alliages du type des laitons ss qui gardent une contrainte pendant plus de 1000 heures à 1250C ou pendant plus de 100 heures à 1500C. L'invention propose certains alliages ternaires et quaternaires particuliers de cuivre, d'aluminium, de zinc et de manganèse qui manifestent une bonne ductilité et qui soient faciles à façonner à chaud, tout en présentant une excellente stabilité de contraintes à long terme. Une bonne ductilité et l'aptitude au façonnage à chaud sont toutes deux exigées pour les matériaux utiles commercialement. Les objets aptes à la reprise thermique formés des alliages de 1 invention sont doués de stabilité de contraintes à long terme même lorsqu'on provoque leur reprise dans des conditions telles qu'il subsiste un taux de reprise non résolue. L'invention fournit des alliages ternaires de cuivre, d'aluminium et de manganèse, ou de cuivre, d'aluminium et de zinc, et des alliages quaternaires de cuivres d'aluminium, de manganèse et de zinc. Les alliages ternaires de l'invention se situent sur la ligne ou au voisinage de la ligne formée par l'eutectoïde cuivre-aluminium, à l'intersection de la zone ternaire. Cette ligne sera appellée ci-après ligne eutectoide. Les alliages ternaires cuivre-aluminium-manganèse de l'invention rentrent dans l'aire définie sur un diagramme ternaire par les points A. 82,9%Cu 12,5%Al 4,6% B. 81,1su 11%Al G. 80,8%Cu 9,1%A1 10,lV/OMn D. 78,6%cru 8,6ZA1 12,8ZOMn E. 77,9%Cu ll > l ll,17 i F. 79,5%cru 12,5oAI Les alliages ternaires cuivre-aluminium-zinc rentrent dans l'aire définie sur un diagramme ternaire par les points A. 78,370cru 9,770A1 12%Zn B. 75,12/vCu 7,5%Al 17,4%Zn C. 67%Cu 42a/oAl 28,8%Zn D. 72,6Cu 7,9%Al 19,5%Zn Les alliages quaternaires de l'invention comprennent, en poids, 70 à 82% de cuivre, 6 à 10% d'aluminium, 0,1 à 24% de zinc et 0,1 à 12% de manganèse. Sur les dessins annexés La figure I est un diagramme ternaire sur lequel est indiquée l'aire qui comprend les alliages ternaires cuivre-aluminium-manganèse de l'invention, la ligne XI étant la ligne eutectorde qui, pour ce système d'alliages, se situe à une teneur constante en aluminium d'environ 11,8%. La figure II est un diagramme ternaire sur lequel est indiquée l'aire qui comprend les alliages ternaires cuivrealuminium-zinc de l'invention, la ligne Xy étant la ligne eutectoide; la figure III est un diagramme ternaire d'alliages cuivre-aluminium-zinc montrant la coincidence de la ligne eutectoide XY et de M ; le cuivre n' est pas indiqué spécialement, mais bien entendu cuivre + aluminium + zinc = 100% ; les alliages en question sont refroidis en partant de 65O0C dans l'eau à 2O0C; la figure IV est un graphique de la ligne eutectolde des alliages quaternaires cuivre-aluminium- zinc-manganèse ayant un point Ms de -500C; la figure V un graphique représentant la relation entre le point eutectoide et la stabilité de contraintes à long terme des alliages quaternaires de l'invention la figure VI un graphique représentant la relation entre la teneur en aluminium et la stabilité de contraintes à long terme des alliages quaternaires de l'invention la figure VII un graphique représentant la relation entre la température Ms et la stabilité de contraintes à long terme des alliages quaternaires de l'invention; ; la figure VIII un graphique représentant les limites préférentielles de composition des alliages quaternaires de l'invention qui ont une température Ms de -500C. Comme on l'a indiqué dans le préambule, on a découvert de façon inattendue que des objets formés des compositions du type des laitons oO antérieurement connues ont le sérieux inconvénient d'être instables en ce qui concerne le maintien des contraintes lorsque l'objet a été exposé à des températures modérément élevées pendant des temps prolongés dans des conditions de reprise non résolue.Ce phénomène se manifeste dans les situations de service lorsqu'on déforme un objet formé d'un alliage alors qu'il est à l'état martensitique pour le rendre apte à la reprise thermique et qu'on le laisse ensuite subir la reprise en le réchauffant à une température où l'alliage revient à l'aus ténite, d'une façon qui empêche l'objet de subir la reprise complète à sa configuration primitive et qu'on l'expose ensuite à des températures supérieures à 8O0C environ. La partie de la déformation qui subsiste dans l'objet après cette reprise partielle est appelée, comme on l'a déjà dit, reprise non résolue. On a découvert que les objets formés de compositions du type des laitons jB antérieurement connues sont instables en ce qui concerne le maintien de niveaux appropriés de contraintes, c'est-à-dire que la contrainte se dégrade graduellement jusqu'à zéro, la vitesse de dégradation augmentant avec la tem pérature. On a découvert aussi que pour les alliages ternaires de cuivre, d'aluminium et de zinc et ceux de cuivre, d'aluminium et de manganèse, la tendance à l'instabilité des contraintes dépend de la composition et que les alliages les plus stables sont ceux dont la composition se situe sur la ligne eutectoide ou au voisinage de celle-ci. En particulier, ce sont seulement les alliages rentrant dans les gammes de composition prévues par l'invention qui ne subissent pas un rel chement pratiquement complet des contraintes en l'espace de 1000 heures ou moins, à 1250C (ou l'équivalent, soit 100 heures à 15O0C). Les nouveaux alliages ternaires qui font l'objet de l'invention ont tous une composition qui se situe sur la ligne eutectoide, définie plus haut, ou au voisinage de cette ligne. On parlera d'abord des alliages ternaires et on considérera la figure 1 qui montre un diagramme ternaire d'alliages cuivre-aluminium-manganèse sur lequel XY est la ligne eutectorde des alliages de ces éléments. Pour ces alliages, il n'existe qu'une seulecomposition sur la ligne eutectoide, ligne de sta bilité maximale des contraintes, pour toute température M don s née. La ligne eutectoide indique une teneur constante en aluminium d'environ 11,85o. On considérera maintenant la figure II qui montre un diagramme ternaire d'alliages cuivre-aluminium-zinc sur lequel XI est la ligne eutectofde des alliages de ces éléments. Pour ces alliages aussi, il n'y a qu'une seule composition sur la ligne eutectoîde, ligne de stabilité maximale des contraintes, pour toute température Ms donnée. Par exemple, l'alliage qui a une M5 de -5O0C contient environ 7% d'aluminium. En ajustant les quantités relatives des constituants, on peut obtenir des alliages ayant la même température Ms. Toutefois, habituellement, un écart notable relativement à l'eutectoîde cause une certaine diminution des propriétés désirables. Par exemple, sur la figure I, si l'on porte la teneur en aluminium à 12,5% et si l'on ajoute les quantités de cuivre et de manganèse pour obtenir la Ms désirée, il s'ensuit que l'alliage est déplacé du coté gamma de l'eutectoide. En considérant la figure II, on voit que si l'on porte la teneur en aluminium à 10% et si l'on ajuste les quantités de cuivre et de zinc pour réaliser une Ms de -500C, l'alliage est aussi déplacé de côté gamma de l'eutectoide. La perte de stabilité est relativement faible dans un cas comme dans l'autre, car une augmentation de la teneur en aluminium compense l'effet produit sur la stabilité lorsqu'on s'éloigne de la ligne eutectoide.Toutefois, l'utilisation de ces alliages nécessite un grand soin si l'on veut éviter la précipitation de la phase gamma pendant la transformation et le traitement ther moque, D'autre part, la température à laquelle il faut élever l'alliage pendant le façonnage pour empêcher la précipitation de la phase gamma risque de conduire à une croissance indésirable du grain qui a un effet nuisible sur la ductilité. Par contre, Si l'on diminue la teneur en aluminium de sorte que l'alliage arrive du côté ou de l'eutectoide, le façon nage est plus facile. Toutefois, la stabilité de contraintes de l'alliage est diminuée à cause de l'effet cumulatif produit par le fait que 1) on s'écarte de l'eutectoide et 2) la teneur en aluminium est diminuée. Ainsi, il faut peser d'une part l'effet désirable d'un accroissement de la teneur en oX de l'alliage, permettant un façonnage plus facile pour les applications nécessitant un formage à froid, d'autre part la perte de stabilité des contraintes. Les alliages ternaires cuivre-aluminium-manganèse ou cuivre-aluminium-zinc ne sont évidemment pas nouveaux en général. En outre, il est connu (par exemple par le brevet des E.U.A. nO 3 783 037 déjà cité) que certains alliages ternaires cuivrealuminium-zinc peuvent être rendus aptes à la reprise thermique Toutefois, tous les alliages mentionnés explicitement par la technique antérieure sortent de la gamme de composition des alliages selon l'invention et souffrent donc d'inconvénients fondamentaux (y compris quant à la stabilité, comme indiqué plus haut) qui empêchent leur utilisation dans beaucoup de circonstances. En considérant les lignes limites des aires de composition selon l'invention, on voit pourquoi les alliages selon l'invention sont remarquablement supérieurs. Bien entendu, ces paramètres limites sont inconnus dans la technique antérieure. En outre, la position de la ligne eutectorde et sa signification pour la stabilité des alliages étaient complètement inconnues antérieurement. Les alliages ternaires cuivre-aluminium-manganèse sont définis par l'aire délimitée par les lignes AB, BC, CD, DE, EF, FA. Les compositions se situant à gauche de la ligne FA doivent être chauffées à des températures supérieure s à 65O0C pour empêcher la formation de la phase gamma de l'alliage. Comme on l'a dit, la présence de phase gamma donne un alliage de ductilité si limitée qu'elle exclut pratiquement le formage à froid d'objets utiles. Inversement, un chauffage au dessus de 65O0C est indésirable parce qu'il favorise une croissance excessive du grain, causant à nouveau une ductilité médiocre. Enfin, les alliages dont la composition se situe à droite de la ligne CD doivent être chauffés à des températures supérieures à 6500C pour empêcher la formation de la phase g qui a une influence nuisible sur efaçonnage à chaud. Les alliages ternaires cuivre-aluminium-zinc selon l'invention sont définis par l'aire délimitée par les lignes AB, BC, CD, DA sur la figure II. Les compositions se situant à gauche de la ligne DA doivent être chauffées à des températures supérieures à 6500C pour empêcher la formation de la phase gamma de l'alliage. A nouveau, la présence de la phase gamma donne un alliage de ductilité si limitée qu'elle exclut pratiquement le formage à froid d'objets utiles. Inversement, un chauffage au-dessus de 65O0C est indésirable parce qu'il favorise une croissance excessive du grain, causant à nouveau une ductilité médiocre.Enfin, on a trouvé que pour ce système, les alliages d'une composition se situant à droite de la ligne BC de la figure II ne peuvent pas répondre aux conditions de stabilité de 1000 heures à 1250C. Les deux types d'alliages sont refroidis en partant de 6500C dans l'eau à 2O0C. Sur la figure I, les lignes ABC et DEF sont respectivement les lignes M de O"C et -2000C. Sur s la figure II, les lignes AB et CD sont respectivement les lignes Ms de OOC et 2000C. Un alliage ayant une Ms inférieure à -2000C a un usage limité car il est impraticable de stocker à de plus basses températures des pièces déformées. De façon connue, les objets métalliques aptes à la reprise thermique, par exemple les raccords, sont stockés à l'état déformé par exemple dans l'azote liquide et subissent la reprise lorsqu'ils se réchauffent ou lorsqu'on les réchauffe en franchissant leur Ms .Inversement, on a trouvé que pour ces deux systèmes d'alliages, une supérieure à OOC est incompatible avec une stabilité d'au moins 1000 heures à 1250C, qui équivaut à 100 heures à 150 C. Une stabilité d'au moins 1000 heures à 1250C est une condition pour les connecteurs électriques en vertu de la norme MIL-C-23353A paragraphe 4.7.14 des E.U.A. I1 est donc évident que seuls les alliages ternaires rentrant dans la gamme de composition définie par le périmètre ABCDEF de la figure I et le périmètre ABCD de la figure II présentent la combinaison remarquable comportant l'aptitude à la reprise thermique, une température de reprise (Ms) utile, une ductilité satisfaisante et une stabilité appropriée. Commue on peut le voir par les figures I et II, on a trouvé que la ligne eutectoide traverse les zones selon l'invention. Les alliages dont la composition se situe sur cette ligne ou à peu près ont une stabilité particulièrement bonne. L'expression "composition eutectoide", employée ici, désigne un alliage dont la composition se situe précisément sur la ligne eutectorde ou dans lequel aucun des trois constituants métalliques n'est présent en quantité qui diffère de plus de 1,0% en poids du pourcentage présent dans la composition qui correspond exactement à l'eutectoide. Bien entendu, il faut noter que dans tous les cas, seules les compositions ternaires comprises dans les aires ABCDEF ou ABCD définies plus haut sont envisagées par l'invention et que dans certains cas, des compositions dans lesquelles un ou plusieurs métaux s 'écartent de moins de 1,0% de la composition précise de l'eutectoîde sortent de cette aire.Etant donné que les lignes limites de l'aire prévue par l'invention représentent d'autres paramètres critiques, ces compositions, bien qu'elles soient eutectoides, ont d'autres inconvénients et ne rentrent pas dans l'invention. La figure III indique la ligne eutectoîde XY des alliages ternaires cuivre-aluminium-zinc. On a aussi porté sur ce graphique des lignes qui correspondent à des compositions ayant des températures Ms égales, pour les températures Ms de -2000C, -1250C, -50 C et +250C et leur jonction avec la ligne eutectoide. Ainsi, par exemple, la ligne Ms des compositions pour lesquelles Ms = -500C coupe la ligne eutectoide à 7% Al, 19,2% Zn. I1 existe certaines conséquences pratiques qui imposent des limites quant à l'utilité des alliages ternaires considérés ci-dessus. Premièrement, dans le système Cu-Al-Zn, la gamme de composition de stabilité maximale se situe sur la ligne eutectoide ou très près de celle-ci, bien que l'on puisse égaler la stabilité de la composition eutectoide par un déplacement dans la région riche en gamma, c'est-à-dire par accroissement de la teneur en aluminium. Toutefois, à mesure que la composition de l'alliage se déplace dans la région riche en gamma, un façonnage à chaud et un recuit à des températures indésirablement élevées deviennent nécessaires pour éviter une précipitation notable de la phase gamma ainsi que la fragilité concomitante.Dans le cas des alliages ternaires Cu-Al-Nn, il existe un niveau de stabilité ne permettant plus d'amélioration quelle que soit la température Ms. Toutefois, étant donné la haute teneur en aluminium des alliages qui donne la meilleure stabilité, ils risquent de ne pas être assez ductiles pour certains usages. Les alliages quaternaires de l'invention surmontent les inconvénients inhérents aux alliages ternaires et permettent d'optimiser la stabilité, la ductilité et la Ms en fonction d'une application désirés. Ainsi, grâce au degré de liberté offert par le quatrième métal, pour chaque température N5 désirée, il existe un nombre à peu près infini de compositions eutec toiles. Cela est indiqué à titre d'exemple par la figure IV qui représente les compositions eutectoides pour des alliages ayant une M8 de -5O0C en fonction de la concentration de manganèse et d'aluminium. La concentration de zinc le long de cette ligne eutectofde varie aussi et peut être estimée d'après les équations (b), (c) ou (d) données plus loin. Un autre avantage inattendu de l'utilisation de ces alliages quaternaires est que la grande majorité des alliages ici décrits ne forment pas la phase gni la phase g avant qu' on ne les refroidisse à des températures de 5500C ou même inférieures. Par contre, beaucoup des alliages instables envisagés par la technique antérieure forment la phase dou gmême à des températures supérieures à 65O0C. Ainsi, les alliages quaternaires de l'invention peuvent avantageusement être travaillés en phase jB à des températures très inférieures à celles de la technique antérieure, ce qui amène une longévité très améliorée des outils.Un autre avantage inattendu de ces alliages est que la cinétique de formation des phases Al sont faibles en comparaison des avantages procurés par l'addition combinée de Nn et Zn. En considérant la figure IV, on voit que l'on peut faire varier la composition de l'eutectoîde pour une Ms de -5O0C en remplaçant le zinc par le manganèse (mais non à poids égal). Pour cette raison, on peut augmenter la teneur en aluminium des alliages avec un accroissement correspondant de stabilité. On a trouvé que la stabilité de contraintes des alliages quaternaires de l'invention est influencée par 1) la position de la composition relativement à l'eutectoide, 2) la température Ms 3) la teneur en aluminium de l'alliage. L'influence de ces facteurs a été trouvée par la méthode suivante. On refroidit chaque alliage, en partant de 65O0C, dans liteau à 2O0C. On refroidit une éprouvette de 76 mm de longueur en dessous de la température Ms de l'alliage et on la déforme de 4,25% en la courbant en U autour d'une tige. On chauffe l'éprouvette soit à 1250C soit à 15DOC tout en la maintenant déformée. Périodiquement, on refroidit l'éprouvette à la température ambiante puis on supprime la retenue. On mesure alors le degré de retour élastique, c'est-à-dire de mouvement vers la configuration primitive. On applique alors à nouveau la retenue à l'éprouvette et on la maintient pendant un nouveau laps de temps soit à 1250C soit à 1500C. Lorsqu'on n observe plus de retour élastique en supprimant la-retenue, on prend comme limite de stabilité le temps nécessaire pour atteindre cet état. C'est le temps qui est indiqué par les tableaux de l'exemple. On peut voir, en considérant les figures V à VIII, la façon dont chacun de ces facteurs influe sur la stabilité de contraintes de ces alliages. La figure V montre l'effet obtenu lorsqu'on fait varier la composition relativement à l'eutectotde pour un alliage ayant une Ms de -400C et une teneur constante en aluminium (10% en poids). La composition eutectoide contient 4,6% en poids de manganèse. La figure VI illustre l'effet obtenu lorsqu'on augmente la teneur en aluminium pour des alliages qui ont tous une Ms d'environ -3O0C. Par la figure VI, on peut voir que la stabilité de contraintes augmente lorsqu'on accroit la teneur en aluminium. La figure VII montre l'effet d'une variation de la température M5. Les alliages utilisés dans l'étude que donne la figure VII ont tous la même teneur en aluminium (10%). Toutefois, on ajuste les proportions relatives des autres éléments pour obtenir la Ms désirée. Par cette figure, on peut voir que les alliages à M8 inférieure sont plus stables. Selon un aspect de l'invention, on choisit une température M5 convenant à l'application envisagée pour un objet apte à la reprise thermique. Puis, d'après des courbes comme celles des figures V à VII, on peut estimer les taux voulus d'aluminium, de manganèse et de zinc pour une longévité désirée.On comprend que pour une M5 donnée, il existe une grande famille de compositions associées d'eutectoide. Ainsi, pour toute Ms donnée, la ligne eutectolde, en fonction de la teneur en Mn et Al, est définie par les compositions ternaires limites de cette N5 , c'est-à-dire les compositions dont les teneurs en Mn et Zn sont respectivement de 070. Dans le cas des alliages ayant une Ns de -5O0C, ce sont les alliages Cu (81,05%), Al (11,75%), Mn (7,2%), Zn (ost) et Cu (73,3%), Al (7%), Mn (O), Zn (19,2%). La figure VIII est un graphique de la ligne XY définie par les compositions ternaires limites décrites plus haut. Ainsi, pour toutes les compositions de cette ligne, il y a coincidence entre le point eutectoide et une N5 de -500C. On peut obtenir des lignes similaires pour des alliages ayant une Ms autre que -500C. On a établi l'équation suivante qui permet de trouver approximativement la ligne XY pour d'autres températures N5 (a) Mn (% en poids) Les équations suivantes ont été établies pour permettre l'estimation de la température Ms pour divers alliages que l'on a refroidis en partant de 650.OC dans l'eau à 200C. Pour des alliages contenant 6 à 10% d'Al et au maximum 4% de Mn (OC) = 2469-68 Zn(% en poids) -172 Al(% en poids)-89 Mn (b) en en poids) Pour des alliages contenant 6 à 10% d'Al et 4 à 10% de Mn M ( C)=1844-52 Zn(% en poids)-133 Al(% en poids)-56 Mn(% en poids) (c) Pour des alliages contenant plus de 10% d'Al M (OC)=1787-57(% en poids)-120 Al(% en poids)-60 Nn(% en poids)(d) Comme indiqué plus haut, les compositions de stabi lité maximale pour toute teneur donnée en aluminium se situent sur la ligne eutectoide ou au voisinage.Dans certains cas, il peut être désirable d'opérer du côté gamma ou du côté alpha de l'eutectoide. Dans le premier cas, un écart relativement limité est permis car du côté gamma, la précipitation de la phase gamma est difficile à éviter et les compositions conte nant cette phase ont une tendance notable à être moins ducti les. Généralement, on peut obtenir une bonne stabilité et une ductilité appropriée du côté riche en gamma, jusqu'à un écart de 3% de la teneur en Mn relativement à celle de l'eu- tectoïde. Toutefois, il est préférable de limiter l'écart de teneur en Mn à environ 1%. Un déplacement du côté riche en alpha ne conduit pas à une diminution notable de la ductilité mais tend à causer une diminution de la stabilité. Le taux maximal d'addition de manganèse est régi par la ligne EF. La composition limite des deux alliages E et F, qui sont respectivement un alliage ter naire Cu-Al-Mn et un alliage ternaire Cu-Al-Zn, est de 73% Cu, 6,6% Al, 20,4 Zn et 80,6% Cu, 9,1% Al, 10,3% Nn. Les composi tions dont le taux de manganèse dépasse celui qui est indiqué par la ligne EF ont une stabilité inférieure à 1000 heures à 1250C ou bien nécessitent un chauffage au dessus de 650 C pour éliminer la phase g > . Toutefois, il est préférable de limiter à environ 3% en poids l'écart relativement à l'eutectoïde, du côté &alpha; ; , -pour avoir les meilleurs résultats. Les lignes de dé marcation pour des alliages ayant une Ms de -50aC-sont indiquées sur la figure VIII où les lignes GH et AB indiquent respecti vement une variation de 3% et de 1% de la teneur en manganèse du côté riche en gamma de l'eutectoideO Par contre, DC est la ligne de démarcation d'une variation de 3% de la teneur en manganèse du côté +, comme expliqué ci-dessus. Ainsi, les alliages fortement préférentiels ayant une Ms de -500C se trouvent dans l'aire limitée par les points ABYCDF. Pour des alliages ayant une M8 autre que -500C, un écart similaire relativement à l'eutectoide conduit aussi à des alliages ayant un équilibre acceptable et même très désirable entre stabilité et ductilité. Des graphiques comme celui de la figure VIII pour des alliages ayant une N8 autre que -500C peuvent être tirés de l'équation (a) ci-dessus pour les compositions eutectoldes. La ligne AB peut être calculée d'a-, près l'équation suivante La ligne CD peut être calculée d'après l'équation La ligne GH peut être calculée d'après l'équation Exemple I Voici des exemples d'alliages selon l'invention ayant une stabilité de contraintes à long terme d'au moins 1000 heures à 1250C ou d'au moins 100 heures à 1500C.On refroidit chaque alliage dans l'eau à 200C, en partant de 6500C. On refroidit une éprouvette de 76 mm de longueur en dessous de la température de de l'alliage et on la déforme de 4,25% en la courbant en U autour d'une tige. On chauffe l'éprouvette à 1250C ou à 1500C tout en la maintenant déformée. Périodiquement, on refroidit l'éprouvette à la température ambiante et on supprime alors la retenue. On mesure alors le degré de retour élastique, c'est-àdire de mouvement vers la configuration primitive. On applique alors à nouveau la retenue à l'éprouvette et on la maintient pendant un nouveau laps de temps soit à 1250C soit à 1500C. Lorsqu'on observe plus de retour élastique en supprimant la retenue, on prend comme limite de stabilité le temps nécessaire pour atteindre cet état. Alliages ternaires cuivre-aluminium-manganèse Eprou- Composition de l'alliage M Longévité à 1500C, vette s heures Cu AI Mn 79 12 7,68 -1240C 30 000 2 77,5 9 11,5 -1270C 320 3* 79 9 10,2 -540C 90 4 79 9 12 -1680C 160 5 83 12 5 +490C 20 6 80,5 10 9,5 -430C 260 * Cet alliage contient une quantité limitée de phase Comme on le voit, les éprouvettes 3 et 5 sont formées de compositions étrangères à l'invention. Alliages ternaires cuivre-aluminium-zinc Eprou- Composition de l'alliage M8 Longévité à 1500C vette heures Cu Al Zn 1 75,5 7,5 17 +270C 15 2 72 6 22 -600C 65 3 71 6 23 -1270C 210 4 70 6 24 -1960C 270 5 74 7 19 -280C 120 6 74 8 18 +860C 15 7 69 5 26 -1560C 250 Comme on le voit, les éprouvettes 1, 2 et 6 sont formées de compositions étrangères à l'invention. Alliages quaternaires cuivre-aluminium-manganèse-zinc Eprou- Composition de l'alliage M5 Longévité à 1250C vette heures Cu Al Zn Mn 1 79,15 10 8,25 2,6 -39 14 000 2 79,3 10 7,3 3,4 -42 18 000 Ns Longévité à 1250C Cu Al Zn Mn heures 3 79,3 10 6,4 4,3 -41 20 000 4 79,4 10 5,5 5,1 -41 20 000 5 79,6 10 4,4 6,0 -38 19 000 6 79,6 10 3,5 6,9 -36 13 000 7 79,7 10 1,7 8,6 -43 8 500 8 80,3 10 0 9,7 -35 6 000 9 74,1 7 18 0,9 -35 1 400 10 78,1 9 9,5 3,4 -35 4 700 11 79,8 10 5,9 4,3 -30 10 000 12 78,7 10 7 4,3 -78 50 000 Tous les alliages de l'invention, étant donné qu'ils possèdent des combinaisons remarquables de propriétés indiquées plus haut, sont utiles dans de nombreuses applications diverses. Ainsi, ils peuvent servir à fabriquer des raccords hydrauliques et des connecteurs électroniques, comme décrit dans le brevet des E.U.A. nO 3 740 839. La bonne aptitude de ces alliages au façonnage à chaud les rend particulièrement appropriés au filage à la presse. Ainsi, on peut facilement les transformer en fils, tiges et en divers profilés complexes. On peut facilement les estamper, les étamper et les former par des techniques bien connues de l'homme de l'art. REVENDICATIONS 1) Alliage caractérisé par le fait qu'il a une structure du type des laitons ,B, qu'il peut être rendu apte à la reprise thermique, qu'il peut être refroidi d'une température où il existe à l'état austénitique à une température où il existe à l'état martensitique, qu'il comprend du cuivre, de 1 aluminium et du manganèse et/ou du zinc, et que lorsqu'on le déforme pendant qu'il est à l'état martensitique et que l'on provoque ensuite sa reprise dans des conditions telles qu'une part de la déformation ne soit pas rattrapée, il ne présente pas un relâchement complet des contraintes à 1250C en moins de 1000 heures. 2) Alliage caractérisé par le fait qu'il a une structure du type des laitons B, qu'il peut être. rendu apte à la reprise thermique, qu'il peut être refroidi d'une température où il existe à l'état austénitique à une température où il existe à 11 état martensitique, qu'il comprend une majorité de cuivre et une minorité d'aluminium, de manganèse et de zinc, et que lorsqu'on le déforme pendant qu'il est à l'état martensitique et que 1 on provoque ensuite sa reprise dans des conditions telles qu' une part de la déformation ne soit pas rattrapée, il ne présente par un relâchement complet des contraintes à 1250C en moins de 1000 heures. 3) Alliage caractérisé par le fait qu'il comprend, en poids, 70 à 82% de cuivre, 6 à 12% d'aluminium, 0,1 à 12% de manganèse et 0,1 à 24% de zinc. 4). Alliage selon la revendication 2, caractérisé par le fait que les quantités des constituants correspondent pratiquement à une composition eutectoide de cuivre, d'aluminium, de manganèse et de zinc. 5) Alliage selon la revendication 4, caractérisé par le fait que la teneur en manganèse de l'alliage ne s'écarte pas de plus d'environ 3% en poids de celle de la composition eutectoide, du côté riche en gamma. 6) Alliage selon la revendication 5, caractérisé par le fait que la teneur en manganèse ne s'écarte pas de plus de 1% en poids de celle de la composition eutectolde, du côté riche en gamma. 7)- Alliage selon la revendication 4, caractérisé par le fait que la teneur en manganèse ne s'écarte pas de plus de 3% environ en poids de la composition eutectoide, du côté riche en alpha. 8) Alliage selon la revendication 7, caractérisé par le fait que la teneur en manganèse ne s'écarte pas de plus de 1% en poids de la composition eutectolde, du coté riche en alpha. 9) Alliage ternaire selon la revendication 1, caractérisé par le fait que sur un diagramme ternaire, il rentre dans l'aire définie par les points A 82,9% Cu 12,5% Al 4,6% Mn B. 81,1% Cu 11 % Al 7,9% Mn C. 80,8% Cu 9,1% Al 10,1% Mn D. 78,6% Cu 8,6% Al 12,8% Mn E. 77,9% Cu 11. % Al 11,1% Mn F. 79,5% Cu 12,5% Al 8 % Mn 10) Alliage selon la revendication 9, caractérisé par le fait qu'il a une composition eutectofde dans laquelle aucun des métaux cuivre, aluminium et manganèse n'est présent en quantité qui diffère de plus de 1% en poids de la teneur d'une composition eutectoede définie par la ligne XY de la figure 1. 11) Alliage ternaire selon la revendication 1, caractérisé par le fait que sur un diagramme ternaire, il rentre dans l'aire définie par les points A. 78,3% Cu 9,7% Al 12 % Zn B. 75,1% Cu 7,5% Al 17,4% Zn C. 67 % Cu 4,2% Al 28,8% Zn D. 72,6% Cu 7,9% Al 19,5% Zn 12) Alliage selon la revendication 11, caractérisé par le fait qu'il a une composition eutectolde dans laquelle aucun des métaux cuivre, aluminium et zinc n'est présent en quantité qui diffère de plus de 1% en poids de la teneur d'une composition eutectoide définie par la ligne XY de figure II. 13) Alliage selon l'une des revendications 1 à 12, caractérisé par le fait que lorsqu'on le déforme en partant d'une configuration primitive pendant qu'il est à l'état martensitique et que l'on provoque sa reprise partielle tendant vers la configura tion primitive après réchauffement à la température où l'alliage revient à l'état austénitique, il présente une stabilité de contraintes d'au moins 1000 heures à 1250C. 14) Objet apte à la reprise thermique formé d'un alliage selon l'une des revendications 1 à 12. 15) Procédé de fabrication d'un objet apte à la reprise thermique présentant une stabilité de contraintes d'au moins 1000 heures à 125\OC lorsqu'on le laisse subir 1a reprise de façon qu'il reste un certain degré de reprise non résolue, pro- cédé caractérisé par les étapes suivantes a) choisir un alliage selon l'une des revendications 1 à 12, b) fabriquer l'objet en cet alliage avec une configuration primitive thermiquement stable, c) refroidir l'objet à une température où alliage existe à l'état martensitique et d) déformer l'objet à une deuxième configuration, thermiquement instable, en partant de laquelle la reprise se produit quand on réchauffe l'objet à une température où l'alliage revient à l'austénite en partant de l'état martensitique. 16) Procédé selon la revendication 8, caractérisé par le fait que l'alliage a une composition pratiquement eutectotde.