Brevet FR2654746A1 — publié le 19910524

La présente invention concerne un procédé de fabrication directe de composés intermétalliques Ni-Ti à partir d'un stratifié de feuilles de Ni et de feuilles de Ti en utilisant une diffusion réactive. Comme les alliages de la série Ni-Ti présentent diverses performances en fonction de leurs compositions chimiques, on commence à les utiliser dans la pratique comme matériaux pour de larges applications. On produisait jusqu'à présent des feuilles ou des fils d'alliages de La série Ni-Ti par des étapes de fusion laminage à chaud laminage à froid > recuit intermédiaire laminage à froid produit final de manière analogue aux matériaux métalliques habituels. Cependant la production par le procédé ci-dessus est très difficile en raison des propriétés intrinsèques des alliages de la série Ni-Ti comme mentionné ci-dessous A cette fin, on a développé au lieu du procédé ci-dessus un procédé de frittage de poudre. Selon ce dernier procédé, on mélange une poudre de Ni et une poudre de Ti dans un rapport correspondant au rapport de La composition finale et ensuite La poudre mélangée est façonnée dans la forme finale recherchée ou une forme semblable par une technique de formage telle HIP, CIP, laminage à froid en poudre et analogue, qui est soumise à un frittage à haute température pour obtenir une phase unique d'alliage de la série Ni- Ti par diffusion réactive de Ni et Ti Dans ce procédé, les rendements dans l'étape de réglage de la composition et l'étape intermédiaire sont considérablement améliorés en comparaison avec le procédé cité ci-dessus de la fusion au façonnage à froid. Les deux procédés ci-dessus sont un procédé général utilisé actuellement pour la production d'alliages de la série Ni-Ti Comme autre procédé pour résoudre les problèmes des procédés ci-dessus, par exemple, la demande de brevet japonais publiée n O 59-116 340 propose un procédé dans lequel on fait étroitement adhérer Ni et Ti l'un à l'autre par un procédé de formation de film tel que pressage, métallisation, dépôt en phase vapeur ou analogue et on les chauffe et on les fait ensuite diffuser par réaction pour obtenir une phase Ni-Ti. Dans la demande de brevet japonais pub Liée N 62-120 467, on a proposé un perfectionnement au procédé décrit dans la demande de brevet japonais publiée n 59-116 340 citée ci-dessus sur les fils d'alliages de La série Ni-Ti, dans lequel plusieurs fils com- posites obtenus chacun en recouvrant de Ni la surface d'une âme de Ti sont assemblés en faisceau, soumis à l'usinage pour réduire la dimension et-encore à un traitement de diffusion pour produire une phase Ni-Ti Ce procédé est suffisamment pratique pour produire un fil En outre, il est possible de produire un ruban de quelques mm à quelques cm en étirant le fil résultant. Comme mentionné ci-dessus, on propose divers procédés de production d'alliages de la série Ni-Ti, qui présentent de nombreux problèmes à résoudre comme mentionné ci-dessous La cause princi- pale est le fait que le rapport atomique de Ni à Ti dans les alliages de la série Ni-Ti présentant des propriétés intéressantes est limité à environ 1: 1 et l'usinabilité à froid est très mauvaise en comparaison avec les matériaux métalliques habituels. Par exemple, dans les étapes de production consistant en fusion laminage à chaud laminage à froid recuit inter- médiaire laminage à froid produit final généralement utilisées pour obtenir des alliages de la série Ni-Ti en plaques, la combinaison des étapes de laminage à froid et de recuit inter- médiaire doit être répétée un nombre considérable de fois pour l'usinage à une épaisseur donnée Cette répétition continue d'usinage-recuit d'adoucissement provoque l'apparition de déchi- rures des bords dans le laminage, la diminution de rendement due à la perte par oxydation et décapage ou analogues dans le décapage de recuit, la dégradation des propriétés due à l'oxydation dans le recuit et analogues, de sorte que la productivité de Ni-Ti est mauvaise et le coût est trop élevé En particulier, la production de feuilles par usinage à froid est impossible industriellement sur une composition d'alliage de la série Ni-Ti ne contenant pas moins de 50 atomes % de Ni nécessaire pour le développement de la superélasticité à basse température Comme ces alliages Ni-Ti sont difficiles à usiner, Les fils relativement faciles à usiner ont été principalement produits en grande quantité et La quantité de production de feuilles est très faible. Comme facteur important empêchant la productivité et augmentant le coût, on citera la difficulté à fondre en une composition adéquate Par exemple, dans Le matériau stocké en forme, il est très important de régler la température d'actionne- ment à une valeur donnée, mais dans le cas d'un alliage Ni-Ti, la température de mise en action varie de 100 C même par une variation de 0, 1 % de la concentration en Ni En conséquence, le réglage précis de La composition est nécessaire, mais comme Ti a une activité très élevée à haute température et comme il est perdu par oxydation, la réaction avec le moule ou analogues dans la coulée à l'état fondu, il est très difficile de régler la composition à la valeur donnée En conséquence, un appareil spécial est nécessaire pour la fusion, ce qui empêche de produire à bon marché avec un bon rendement des alliages de qualité constante. Comme procédé pour éviter les divers problèmes de la fusion et du façonnage à froid ci-dessus, on a développé la méthode de frittage de poudre Dans ce procédé, cependant, on doit utiliser une poudre de Ti qui est difficile à produire et coûteuse, de sorte que Le coût du produit est trop élevé En conséquence, la méthode de frittage de poudre présente certains avantages lorsqu'on l'applique à la production de pièces de forme compliquée ou de divers types de pièces en faible quantité, mais ne convient pas pour la production de produits tels que des plaques et des *bandes qui doivent être fournis en assez grande quantité de manière stable et à bon marché En outre, comme la surface de la poudre utilisée comme matière de départ pour un corps fritté de poudre est oxydée à un certain degré, il reste une quantité importante d'oxyde à l'intérieur du produit final, ce qui pose un problème pour la qualité du produit. En outre, la demande de brevet japonais publiée n 59-116 340 propose un procédé dans lequel une plaque et un ruban sont produits à bon marché en comparaison avec la méthode de frit- tage de poudre en utilisant le même principe de diffusion réactive que dans La méthode de frittage de poudre Dans ce cas, Lorsque ce procédé est appliqué à La production de plaques et de rubans, si L'on désire obtenir une plaque en alliage Ni-Ti de phase unique ayant une épaisseur d'environ 0,1 mm, il est nécessaire d'effectuer un traitement thermique de diffusion pendant une Longue durée, allant jusqu'à plusieurs centaines d'heures Dans Le cas o chacune des couches de Ni et de Ti est épaisse, des défauts tels que des vides ou analogues sont fréquemment produits dans L'intérieur de La plaque pendant le traitement thermique de diffusion, dégradant la santé de la structure, de sorte que l'épaisseur qui peut être produite dans la pratique par ce procédé est seulement d'environ quelques dizaines de pm au plus En consé- quence, on ne peut pas considérer ce dernier procédé comme pratique pour une production industrielle. En outre, La demande de brevet japonais publiée n 64-31938 décrit un procédé considéré comme une extension du procédé de production ci-dessus Selon ce procédé, la matière n'est pas particulièrement limitée à Ni-Ti, mais plusieurs couches de la matière métallique en feuille sont stratifiées et ensuite soumises à un traitement thermique pour effectuer la diffusion. Dans ce procédé, cependant, la diffusion réactive est une diffusion en phase solide, de sorte que dans le cas de la diffusion réactive entre Ni et Ti, en particulier La diffusion réactive en phase solide d'une plaque Ni-Ti stratifiée à plat, en comparaison avec le cas de L'utilisation d'une poudre comme matière de départ, on rencontre des problèmes particuliers comme mentionné ci-dessous, et en conséquence il est difficile d'obtenir des articles ayant une qualité utilisable dans La pratique et également la durée de traitement devient Longue De plus, ces problèmes ont été confirmés par Les résultats expérimentaux des inventeurs. ( 1) Un premier point est la durée nécessaire pour la diffusion réactive A poids égal, la surface d'interface de diffusion (surface spécifique en mm 2/g) est plus faible en compa- raison avec la poudre, de sorte qu'une Longue durée est nécessaire pour La poursuite de La diffusion. ( 2) Un second point réside dans Le fait que des vides sont fréquemment produits par effet Kirkendall, un phénomène inhérent à la diffusion interactive parce que Le nombre absolu d'atomes passant par unité de surface de l'interface est augmenté par la même cause que mentionné cidessus En particulier, dans le cas de La diffusion interactive entre Ni et Ti, la vitesse de diffusion des atomes de Ni dans Ti est au moins 1 000 fois supérieure à la vitesse de diffusion des atomes de Ti dans Ni, de sorte que les atomes de Ni tendent à diminuer fortement au voisinage de l'interface et en conséquence la présence de vides de Kirkendal L devient marquée La présence de vides ne nuit pas seulement à la structure mais empêche aussi la diffusion réactive subséquente à L'interface en gênant l'homogénéisation de la composition, de sorte qu'il est nécessaire de réduire autant que possible les vides En outre, L'apparition de vides est étroitement liée à la température de traitement thermique de diffusion réactive Dans le cas de Ni-Ti, L'apparition de vides peut être maîtrisée à un certains degré à une température relativement basse d'environ 700 OC, mais la vitesse de diffusion devient plus Lente et l'homogénéisation de la composition est Longue et peu pratique D'autre part, Le traitement thermique est mis en oeuvre au voisinage d'une température Limite supérieure pour la réaction so Lide d'environ 9000 C afin de réduire La durée de réaction, mais dans ce cas il y a production d'une grande quantité de vides. ( 3) Un troisième point est un phénomène résultant de la différence de vitesse de diffusion interactive entre Ni et Ti, qui provoque L'augmentation et la diminution de volume au cours de La diffusion entre les couches de Ni et de Ti et par conséquent il y a production d'une contrainte dans L'interface provoquant le phéno- mène d'exfoliation mécanique Pour expliquer ceci plus en détail, Le vo Lume tend naturellement à diminuer relativement dans la couche de Ni éliminant préférentiellement des atomes et dans ce cas i L se développe à l'échelte macroscopique une tendance à La réduction de volume telle qu'une diminution de l'épaisseur de couche dans la direction de l'épaisseur Par contre, dans la couche de Ti absorbant des atomes de Ni, l'épaisseur de couche augmente à L'échelle macroscopique et la couche se dilate également dans la direction du plan En conséquence, La force de cisaillement agit dans la direction du plan au voisinage de l'interface entre les couches de Ni et de Ti et provoque par conséquent l'exfoliation mécanique à l'interface. Pour les raisons ci-dessus, on dit que le procédé de production décrit dans le brevet japonais publié n 64-31938 n'est pas app Licab Le dans la pratique à l'échelle industrielle. Bien que le procédé de production décrit dans la demande de brevet japonais publiée n 62-120 467 puisse être considéré comme suffisamment applicable à La production industrielle de fils et de rubans, la dimension de l'article résultant est naturellement critique parce que la dimension du fil et du ruban initiaux est Limitée, de sorte que l'on ne peut pas produire par ce procédé des articles ayant diverses dimensions tels que des produits plus épais et p Lus Larges. L'invention a pour objet de résoudre avantageusement les problèmes ci-dessus et de proposer un procédé pour produire avanta- geusement des composés intermétalliques Ni-Ti,qui puisse produire industriellement des articles plus épais ou plus larges à bon marché. Les inventeurs ont effectué diverses recherches pour résoudre les problèmes ci-dessus et i Ls ont trouvé que L'objet ci-dessus peut être atteint très efficacement lorsque La forme de diffusion réactive n'est pas une diffusion en phase solide, mais une diffusion utilisant une phase Liquide. Autrement dit, Lorsque le traitement thermique est mis en oeuvre en choisissant une gamme de températures produisant une phase liquide dans une gamme particulière de compositions dans Le diagramme de phases binaire Ni-Ti, la phase Liquide est partielle- ment produite à l'interface entre Ni et Ti et en conséquence, non seulement la réaction est terminée en une courte durée, mais également on peut obtenir des produits ayant moins de défauts. En outre, on connaît dans La métallurgie des poudres un procédé de frittage en phase liquide pour introduire une phase liquide dans la réaction entre des phases solides Ce procédé utilise seulement un composant formant un liant de bas point de fusion ayant un pourcentage en volume relativement faible en tant que phase liquide Au contraire, le procédé selon l'invention n'est pas un concept d'utilisation du liant dans le procédé de frittage liquide et elle est caractérisée en ce que l'interface de formation de la phase liquide se déplace en même temps que l'avancement de la diffusion et finalement environ 100 % du produit passe par l'état de phase liquide au moins une fois selon les conditions de traitement thermique, ce qui est totalement différent du procédé de frittage en phase liquide. Comme il n'y a pas d'exemple d'essai d'utilisation d'une phase liquide dans le procédé classique de production d'un composé intermétallique NiTi utilisant la diffusion réactive, cette utilisation d'une phase liquide est obtenue pour la première fois dans la présente invention. L'invention repose sur les connaissances ci-dessus. Autrement dit, l'invention réside en un procédé pour la production de composés intermétalliques Ni-Ti en stratifiant alter- nativement plusieurs feuilles de Ni et plusieurs feuilles de Ti les une au-dessus des autres et en soumettant le stratifié à un traite- ment thermique de diffusion pour former un composé intermétallique Ni-Ti ayant une teneur en Ni de 48-55 atomes %, caractérisé en ce que ledit traitement thermique de diffusion est mis en oeuvre dans un intervalle de températures formant partiellement une phase Liquide (première invention). En outre, la composition (en atomes %) du composé inter- métallique est déterminée par Le réglage de l'épaisseur des feuilles de Ni et des feuilles de Ti à stratifier (seconde invention) et l'épaisseur de la feuille est limitée à pas plus de pm (troisième invention) En outre, dans le procédé de produc- tion d'un composé intermétal Lique Ni-Ti selon l'invention, le traitement thermique de diffusion est mis en oeuvre sous vide ou dans une atmosphère de gaz inerte à une température de 955-1 015 e C pendant 1 S à 10 h (quatrième invention), ou bien à une température de plus de 1 015 C mais pas plus de 1 110 C pendant 1 S à 1 h (cinquième invention), ou bien à une température de plus de 1 1100 C mais pas plus de 1 2400 C pendant 1 S à 10 min (sixième invention), ou à une température de 955-1 015 %C et/ou plus de 1 0150 C mais pas p Lus de 1 1100 C pendant 1 S à 1 min et à une température de plus de 1 1100 C mais pas p Lus de 1 2400 C pendant 1 s à 10 min (septième invention). L'invention sera mieux comprise à la lecture de la description qui va suivre en référence à la figure unique du dessin annexé qui représente un diagramme de phases binaire Ni-Ti. Comme mentionné dans la première invention, la diffusion réactive dans un état produisant partiellement la phase liquide est fondamentale et son intervalle concret de températures sera décrit en référence aux quatrième à septième inventions ci-dessous. Dans la quatrième invention, le traitement de diffusion thermique est mis en oeuvre dans une gamme de températures dans laquelle coexistent la solution solide P-Ti-Ni, Ti 2 Ni et la phase liquide (région I) dans le diagramme de phases binaire Ni-Ti comme indiqué dans la figure 1 Dans cette gamme de températures, la phase liquide est produite dans une phase du côté riche en Ti et lorsque la réaction se déroule de manière idéale, 83 % en volume du total de la matière passent finalement dans La phase liquide et la réaction en phase liquide est terminée à un instant o toute la phase du côté riche en Ti est transformée en Ti 2 Ni. En fait, Ti diffuse un peu du côté de Ni en phase solide par diffusion dans le so Lide, de sorte que le rapport de formation de phase liquide est de moins de 83 % en volume Après La fin de la réaction en phase liquide, la réaction se transforme en une réaction de diffusion en phase solide dans cette gamme de tempéra- tures et la diffusion réactive progresse jusqu'à ce que toute la matière ait atteint une composition homogène Dans ce cas, la diffusion en phase solide entre Ti 2 Ni et Ni est un facteur détermi- nant de la vitesse, de sorte que la durée de réaction pour former la phase unique Ni-Ti devient un peu longue (pas moins de 1 s, en particulier environ 10 h dans un stratifié de couches de Ni et Ti de 20 lim) en comparaison avec les cas des cinquième à septième inventions o L'on effectue la diffusion réactive dans une région de températures augmentant davantage le volume de formation de phase liquide et au-dessus de La gamme de températures ci-dessus comme mentionné plus loin, tandis que la phase liquide du côté riche en Ni supportant la portion de phase liquide sous forme de sandwich est relativement épaisse, de sorte que la seconde invention est avantageuse pour supprimer les contraintes et défor- mations de la matière ordinairement produites avec la diffusion réactive à un faible niveau. Dans la cinquième invention, le traitement thermique est mis en oeuvre dans une gamme de températures o coexistent la solution solide P-Ti-Ni, Ti Ni et la phase liquide mais ne produi- sant pas de phase liquide du côté riche en Ni plutôt que Ti Ni dans le diagramme de phases de la figure 1 (région II) Dans cette région de températures, la phase liquide est formée du côté de la phase riche en Ti, de sorte que lorsque la réaction se déroule de manière idéale, environ 99 % du total de la matière passent finalement en phase liquide et la réaction en phase liquide est terminée lorsque toute la phase du côté riche en Ti a atteint une composition de 48 atomes % de Ni 52 atomes X de Ti (composition sur la courbe limite de la région de coexistance de Ti-Ni et Ti-Ni + phase liquide dans le diagramme de phases) Le rapport réel de formation de phase liquide varie avec le rapport de Ni à Ti à l'état stratifié et avec la température, tandis que la limite entre la région Ni Ti et la région de Ni Ti + phase liquide n'est pas totalement connue, de sorte qu'elle ne peut pas actuellement être nettement définie. Dans La gamme de températures ci-dessus, la presque totalité de la matières passe une fois en phase liquide, de sorte que la réaction de formation de la phase unique Ni Ti est terminée en une courte durée (environ 1 S à 1 h). Le facteur déterminant la vitesse de la réaction est considéré comme étant une diffusion de Ni dans la solution solide pour produire la fusion de la solution solide P-Ti-Ni ou bien une réaction de fusion entre la solution so Lide P-Ti-Ni et l'interface avec la phase liquide En tout cas, la réaction n'est pas lente, ce qui ne fait pas de doute En outre, la conservation de la portion en phase Liquide dans Le cours de La réaction est principalement La phase Ni de L'état de phase solide et en outre Ti Ni 3 produit à l'extérieur de La phase Ni par réaction de diffusion ainsi que la phase Ti Ni. Dans la sixième invention, le traitement thermique est mis en oeuvre dans un intervalle de températures dans Leque L coexistent la solution solide P-Ti-Ni, Ti Ni et la phase liquide du côté riche en Ti plutôt que Ni Ti et o coexistent Ti Ni 3, Ti Ni et La phase liquide du côté riche en Ni plutôt que Ni Ti dans le diagramme de phases de La figure 1 (région III) pendant une courte durée. Dans cet intervalle de températures, la quantité totale de la matière passe finalement par l'état de phase liquide une fois au cours de la réaction Donc, La durée de réaction jusqu'à ce que toute la matière devienne la phase unique Ti Ni est très courte (environ 1 S à 10 min) La matière est réel Lement transformée en La phase unique Ti Ni pendant quelques secondes à quelques minutes en fonction de l'épaisseur de chaque couche du stratifié. Dans la diffusion réactive dans cette gamme de tempéra- tures, on doit veiller à l'existence d'un passage de toute la matière par la phase liquide ou à La coexistence des phases solide- Liquide au cours de la réaction. Dans les quatrième et cinquième inventions, une partie de La phase Ni et Ti Ni 3 et Ti Ni produits par La réaction existent toujours à L'état de phase solide au cours de la réaction, de sorte qu'ils servent à maintenir la phase Liquide ou la coexistence phase solide-phase Liquide Au contraire, dans La sixième invention, il n'y a pas de portion restant toujours à l'état de phase solide avant et après la réaction, de sorte que La matière e L Le-même n'est pratiquement pas capable de conserver solidement La forme de La matière pendant la réaction Donc, pour effectuer la diffusion réactive dans La gamme de températures ci-dessus, il est nécessaire d'utiliser un moyen de support pour conserver la forme de La matière depuis l'extérieur, comme un moule en céramique ou en alliage réfractaire et ainsi de suite Même dans ce cas, cependant, toute La matière ne passe pas simultanément à l'état de phase liquide mais passe dans un état de coexistence de Ti Ni 3, solution il solide p-Ti-Ni et phase Liquide, de sorte qu'i L y a une capacité de garder La forme par la tension interfacia Le entre la phase liquide et la phase solide, par un phénomène de tube capillaire et ainsi de suite En conséquence, on ne craint pas une perte définitive de la forme comme dans l'état liquide complet. La septième invention est un procédé de traitement thermique capable de conserver La capacité de garder la forme de la matière elle-même, bien que toute La matière passe une fois par La phase liquide, et de conserver toujours une partie de La matière en phase solide pendant La diffusion réactive Dans ce procédé, La réaction se déroule d'abord comme dans La quatrième et la cinquième invention (Le traitement thermique est mis en oeuvre à 955-1 0500 C ou 1 015-1 110 C pendant 1 S à 1 min) et ensuite La réaction en phase Liquide est terminée à un état o il reste une faible quantité de phase Ni et/ou de phase Ni 3 Ti produites par réaction de diffusion en phase solide Ensuite, le traitement thermique est mis en oeuvre dans La même gamme de températures et avec La même durée ( 1 110-1 2400 C, 1 S à 10 min) que dans la quatrième invention, La phase Ni restante maintenue à l'état solide et une partie du Ti Ni 3 et du Ti Ni produits par La réaction passant en phase liquide et La réaction étant terminée au moment o toute la matière est transformée en phase unique Ti Ni. Selon ce traitement deux stades, la quantité totale de La matière passe une fois par l'état de phase liquide, une partie de La phase Ni étant toujours à L'état solide dans le stade de la première moitié, tandis qu'une partie de la phase Ti Ni produite par la réaction est toujours à l'état solide dans Le stade de La seconde moitié, de sorte que l'on ne craint pas que la matière soit fondue avec perte définitive de la conservation de la forme. Selon l'invention, la raison pour laquelle La teneur en Ni dans le composé intermétallique Ni-Ti à produire est Limitée à 48-55 atomes % est due au fait suivant. Autrement dit, Lorsque la limite inférieure de la teneur en Ni est inférieure à 48 atomes %, on ne peut pas obtenir des composés ayant des propriétés utiles pour des alliages à mémorisa- tion de La forme ou des alliages super-éLastiques Par contre, si la teneur dépasse 55 atomes %, la matière devient fragile et ne peut pas être utilisée dans La pratique du point de vue de la résistance à la fatigue et ainsi de suite. Dans l'invention, n'importe quelles techniques classiques bien connues, telles que l'empilage alterné des feuilles l'une sur l'autre, le procédé de pulvérisation cathodique, le procédé de dépôt en phase gazeuse par procédé chimique, le procédé de dépôt en phase vapeur et ainsi de suite, sont appropriées pour former des couches stratifiées alternées Ni-Ti Dans ce cas, on préfère que chaque couche soit plus mince du point de vue de la durée du trai- tement, mais il n'y a pas de problème pratique si L'épaisseur est de plus d'environ 20 pm En bref, l'épaisseur totale de chacune des couches Ni et Ti doit être strictement contrôlée pour la composi- tion recherchée En outre, la composition du composé intermétal- Lique dépend du nombre de feuilles stratifiées. Après la stratification, il est avantageux d'appliquer une légère pression ou d'effectuer un traitement thermique prélimi- naire, si nécessaire, parce que lorsqu'il y a des bulles d'air dans l'interface du stratifié, elles peuvent être éliminées par l'appli- cation d'une légère pression pour éviter la dégradation de qualité du produit. En outre, comme la réaction produisant Ni Ti à partir de Ni et Ti est exothermique, lorsque le stratifié est rapidement chauffé, la réaction est trop forte et fait fondre le stratifié par suite de la réaction exothermique qui dépasse le point de fusion, de sorte que l'on évite au préalable une fusion par le traitement thermique préliminaire Le traitement thermique préliminaire produit entre la couche Ni et la couche Ti des phases Ti Ni 3, Ti Ni, Ti 2 Ni et ainsi de suite qui servent de barrière pour empêcher la réaction directe entre Ni et Ti en évitant avantageusement la fusion due à la réaction exothermique. Selon l'invention, la durée de traitement dans le traite- ment thermique de diffusion est dans une large gamme parce qu'elle varie en fonction de l'épaisseur de chaque couche dans le strati- fié En outre, lorsque la réaction en phase liquide est terminée, on observe en particulier dans la quatrième invention que la phase Ti 3 Ni 4, Ti 2 Ni 3, Ti Ni 3 et ainsi de suite précipite dans la matrice par vieillissement à une teneur en Ni > 50 atomes % en plus de la phase unique Ti Ni Comme la composition correspondant à la gamme de compositions de Ti Ni dans le diagramme de phases devient hétérogène même dans les autres conditions, afin que toute la matière atteigne une composition homogène, il est souhaitable d'effectuer un recuit normalisé pendant plusieurs heures à quelques dizaines d'heures, c'est-à-dire un traitement pour effectuer la diffusion de la tem- pérature dans la phase Ni Ti résultante, à part le traitement thermique de diffusion pour la formation de la phase unique Ni Ti après la fin de la réaction en phase liquide. En outre, la gamme de températures selon l'invention est introduite par le diagramme de phases binaire Ni-Ti actuellement connu (figure 1) Bien que l'on considère que la valeur absolue de la température sera modifiée par des études précises détaillées ultérieures du diagramme de phases dans le futur, la caractéris- tique essentielle de l'invention réside dans la région de change- ment de phase dans le diagramme de phases binaire Ni Ti, de sorte que si la valeur absolue de la température est corrigée, la gamme de températures acceptables selon l'invention sera modifiée en prenant comme standard la valeur corrigée Un changement semblable de la valeur de température absolue est considéré même à travers un troisième élément (Cu blement ou ajouté pour améliorer les propriétés du système d'alliage selon l'invention. Les exemples suivants sont donnés pour illustrer l'invention et ne sont pas destinés à la limiter. Dans la production du composé intermétallique Ni-Ti selon l'invention, le matériau de départ a été préparé de la manière suivante. Afin d'obtenir un rapport atomique de Ni à Ti de ,5: 49,5, on a stratifié alternativement des feuilles de Ni pur et des feuilles de Ti pur rég Lées à un rapport d'épaisseur de 38,8: 61,2 au nombre de 25 feuilles, que l'on a ensuite laminées à une épaisseur totale de 0,2 mm et ensuite on a soumis le stratifié à traitement thermique préliminaire à 750 C pendant 4 h et à 900 C pendant 1 h pour préparer une matière de départ. Exemp Le 1 La matière de départ ci-dessus a été chauffée de La température ambiante à 1 000 C à une vitesse de chauffe de 60 C/min sous vide et maintenue à cette température pendant 1 h et ensuite refroidie dans le four En outre, on a effectué le traitement thermique en plaçant la matière de départ sur une plaque plane en céramique de zircone. Lorsque l'échantillon ainsi obtenu était déformé à La température ambiante et ensuite plongé dans l'eau chaude à 90 C, il revenait immédiatement à sa forme initiale En outre, Lorsque l'on observait la section de l'échantillon au microscope, La structure stratifiée existant avant le traitement thermique de diffusion avait disparu en formant complètement une phase unique Ni Ti. Exemple 2 La matière de départ a été chauffée de la température ambiante à 1 050 C à une vitesse de chauffe de 60 C/min sous vide, maintenue à cette température pendant 30 min et ensuite refroidie dans le four En outre, la matière de départ était placée dans le traitement thermique de la même manière qu'à l'exemple 1. Lorsque l'échantillon ainsi obtenu était déformé à la température ambiante et plongé dans l'eau chaude à 90 C, il revenait immédiatement à sa forme initiale En outre, la section de l'échantillon était totalement à l'état de phase unique Ni Ti. Exemple 3 La matière de départ a été chauffée de la température ambiante à 1 150 C à une vitesse de chauffe de 60 C/min sous vide, maintenue à cette température pendant 5 min et ensuite refroidie dans le four En outre, la matière de départ était placée dans le traitement thermique de la même manière qu'à l'exemple 1. Lorsque l'échantillon ainsi obtenu était déformé à la température ambiante et ensuite plongé dans l'eau chaude à 90 C, il revenait immédiatement à sa forme initiale La structure était totalement à l'état de phase unique Ni Ti. Exemple 4 La matière de départ a été chauffée de la température ambiante à 1 150 C à une vitesse de chauffe de 60 C/min sous vide, maintenue à cette température pendant 10 min, ensuite chauffée à 1 150 C à une vitesse de chauffe de 60 C/min, maintenue à cette temperature pendant 5 min et ensuite refroidie dans le four En outre, la matière était placée dans le traitement thermique de la même manière qu'à l'exemple 1. Lorsque l'échantillon ainsi obtenu était déformé à la température ambiante et ensuite plongé dans l'eau chaude à 90 C, il revenait immédiatement à sa forme initiale En outre, la structure était totalement à l'état de phase unique Ni Ti. Exemple 5 On a effectué le même traitement thermique qu'à l'exemple 4 en mettant la matière de départ sous forme cylindrique et en la plaçant verticalement dans le four. Après le traitement thermique, l'échantillon était un peu déformé mais conservait pratiquement la forme initiale. A titre comparatif, lorsque la matière de départ cylin- drique ci-dessus était soumise au traitement thermique dans les mêmes conditions qu'à l'exemple 3, la déformation de l'échantillon devenait importante, de sorte que l'échantillon ne pouvait pas être ouvert en forme de plaque plane. Exemple comparatif 1 On a stratifié alternativement des feuilles de Ni et des feuilles de Ti d'une épaisseur de 20 pm l'une au-dessus de l'autre, en a stratifié d'une épaisseur totale de 0,5 mm, qui a été laminé à froid à une réduction de 10 % et ensuite soumis à un recuit de diffusion à 950 C pendant 5 h. Lorsque la section de l'échantillon ainsi obtenu était observée au microscope, il s'était produit de nombreux vides en forme de couches, de sorte qu'il était difficile de fabriquer industrie Llement des produits larges et épais. Comme mentionné ci-dessus, selon la présente invention, on peut produire à bon marché en une courte durée des composés intermétalliques Ni-Ti larges et épais, de haute qualité, qui n'avaient jamais été fabriqués à l'échelle industrielle par la technique classique. REVENDICATIONS 1 Procédé pour produire des composés intermétalliques Ni-Ti en stratifiant alternativement plusieurs feuilles de Ni et de Ti l'une au- dessus de l'autre et en soumettant le stratifié à un traitement thermique de diffusion pour former un composé inter- métallique Ni-Ti contenant 48-55 atomes % de Ni, caractérisé en ce que ledit traitement thermique de diffusion est mis en oeuvre dans un intervalle de températures formant partiellement une phase liquide. 2 Procédé selon la revendication 1, caractérisé en ce que la composition du composé intermétallique est déterminée en réglant l'épaisseur de chacune des feuilles de Ni et des feuilles de Ti à stratifier. 3 Procédé selon la revendication 2, caractérisé en ce que ladite épaisseur de ladite feuille de Ni et de ladite feuille de Ti est de pas plus de 20 pm. 4 Procédé selon la revendication 1, caractérisé en ce que ledit traitement thermique de diffusion est mis en oeuvre sous vide ou dans une atmosphère de gaz inerte à une température de 955-1 015 C pendant I S à 10 h. Procédé selon la revendication 1, caractérisé en ce que ledit traitement thermique de diffusion est mis en oeuvre à une température de plus de 1 015 C mais pas plus de 1 110 C pendant 1 S à 1 h. 6 Procédé selon la revendication 1, caractérisé en ce que ledit traitement thermique de diffusion est mis en oeuvre à une température de plus de 1 110 C mais pas plus de 1 240 C pendant 1 s à 10 min. 7 Procédé selon la revendication 1, caractérisé en ce que ledit traitement thermique de diffusion est mis en oeuvre à une température de 955-1 015 C et/ou de plus de 1 015 C mais pas plus de 1 110 C pendant 1 S à 1 min et à une température de plus de 1 110 C mais pas plus de 1 240 C pendant 1 S à 10 min après la fin de la réaction de formation de la phase liquide.