FR 2067253 A1 19710820 FR 7040692 A 19701113 70 40692 1 2067253 La présente invention est relative à des procédés de traite— ; ^ ment des alliages. On sait que certains alliages reprennent leurs caractéristiques d'origine quand ils sont traités par la chaleur, c'est-à-5 dire que lorsqu'un objet d'une forme donnée et exécuté en ces alliages et qui a été convenablement traité par la chaleur est soumis à une déformation qui lui donné une autre forme à une température appropriée et lorsqu'ensuite sa température est suffisamment augmentée, l'objet reprend au moins partiellement 10 sa forme initiale. Ce changement de forme lors du réchauffage correspond à un changement de phase dans l'alliage qui passe d'une phase à basse température à une phase de haute température. Il a été observé que ce pouvoir de changer de forme avec la 15 température peut s'obtenir avec certains alliages contenant un composé intermétallique dans lequel il est possible, par une trempe rapide ou un autre traitement thermique approprié, de donner naissance à une transformation martensitique, et dans lequel la martensite présente une hystérésis d'élasticité ap-20 parente élevée. Il a également été constaté qu'il est avantageux, mais non nécessaire, que l'arrangement des constituants ait lieu avant la transformation. Il est possible de faire subir à ces alliages un changement de forme réversible en inversant la température. Si les alliages sont soumis à la déforma-25 tion à une température appropriée après un refroidissement convenable et qu'ils sont ensuite réchauffés jusqu'à une température supérieure à une certaine valeur, les alliages se transforment en une phase de haute température qui est stable et reviennent à leur forme d'origine. Pourvu qu'on ne fasse pas 30 chauffer les alliages jusqu'à une température trop élevée, ils reviennent,; après qu'on les a refroidis à nouveau, vers la forme qu'ils avaient reçue par déformation, ou à cette forme Conformément à la présente invention, le procédé de fabrica-35 tion d'un objet est caractérisé en ce qu'il consiste à refroidir, d'une première température à une température plus basse, un alliage se présentant sous une première forme et contenant un composé intermétallique qui, lorsqu'on le refroidit en partant de la première température précitée, subit une transformation 70 40692 2067253 par cisaillement conduisant à une martensite lamellaire ou encore .qui conserve la structure qu'il avait à la première tempé-' rature ou: une structure ordonnée apparentée quand on le refroidit en partant de la dite première température mais qui se trans-5 forme alors en martensite lamellaire par cisaillement quand il est travaillé à froid de telle sorte que la transformation ne soit pas entièrement réversible par suppression de la'charge appliquée, et qui, à froid, a un module d'élasticité anormalement: bas pendant l'application de la.charge et puis, à soumettre 10 l'alliage à une déformation plastique en vue de lui donner une seconde forme à la température basse, les températures et régime de refroidissement étant tels que, lors du réchauffage, l'objet reprenne au moins en partie sa première forme. L'alliage contient, de préférence, au moins 50% en poids de 15 cuivre sous la forme d'un composé intermétallique, et la martensite précitée présente une symétrie pseudo-cubique. Suivant l'un des modes de réalisation de l'invention, le régime de refroidissement et la température basse sont tels que l'alliage subit (de préférence en totalité, mais, dans certains 20 cas, en partie seulement) une transformation par cisaillement en martensite lamellaire avant d'être déformé plastiquement pour prendre la dite seconde forme. De cette façon, la déformation de l'alliage, pour prendre la seconde forme, s'effectue à la température ou en dessous de la température à laquelle la tran» 25 formation martensitique commence en l'absence d'une contrainte extérieure ( c'est la température Ms) et, de préférence, en dessous de la température à laquelle la transformation martensitique s'achève en l'absence d'une contrainte extérieure ( c'est la température Mf). Lors du réchauffage jusqu'au-dessus d'une 30 certaine température (la température As.), l'alliage commence à subir la transformation inverse vers la phase de haute température, et cette transformation s'accompagne d'un changement de forme qui est un retour vers la première forme. Au-dessus d'une certaine température (la température Ajf), la transforma-35 tion en la phase de haute température sera complète. Suivant un autre mode de réalisation de l'invention, le régime de refroidissement et la température basse sont tels que l'alliage conserve, à la dite température basse, sa structure de la première température ou une structure ordonnée apparentée fis*5 ¥0692 1 3 ' 2067253 et l'a déformation plastique en la seconde ' forme précitée provoque 4ine transformation par cisaillement en martensite lamel-laiife. -De ;cette façon, l'alliage à l'état de sa phase de haute - te"m]Sératu'Ee* stable (JB) ou métastable est déformé plastiquement 5 en la 'seconde forme au-dessus de la température Ms_. L'applica-'■ tion -de l;a contrainte de déformation produit une martensite semblable à celle qu'on obtient par refroidissement jusqu'en • dessous de? la température Ms_. Lors du réchauffage, la martensite formée -par l'action de la contrainte se transforme inverse-10 ment en la phase originale de haute température, et l'alliage change de t-forme en revenant vers ladite première forme. Si on le désire,"*'après la déformation plastique précitée au-dessus de la température Ms( et avant le réchauffage), il est possible ;d.e refroidir l'alliage davantage en dessous de la températu-15 re Ks Cet de -préférence en dessous de Mf), avec ou sans application d'une, contrainte extérieure. La transformation en martensite (au cas où elle ne serait pas achevée par l'application de la conirainte de déformation) continue avec un nouveau changement die forme dans le sens dicté par la dite contrainte de dé-20 forrtâtion. Lors du réchauffage jusqu'au-dessus de la températu-re-As_i la 'forme change en se rapprochant de la première forme. Quel que soit le procédé utilisé, la déformation qui peut être annulée par la chaleur est plus importante lorsque la déformation plastique s'effectue à une température plus voisine des 25 températures Ks et Mf. Les composés intermétalliques contenant du cuivre qui donnent les meilleurs résultats sont ceux dans lesquels la phase à haute température présente un agencement cubique centré de structure A2 et se transforme finalement lors d'un refroidissement ra-30 pidé en une martensite qui, bien que d'une structure cristalline complexe telle qu'une structure orthorhombique, présente une symétrie pseudo-cubique. Ces martensites sont caractérisées par le fait qu'elles ont une structure métallographique contenant des densités élevées de dislocation d'empilement. Les alliages 35 qui présentent cette structure peuvent facilement être déformés aux températures Ms_ et Mf ou à des températures voisines, en présentant une ductilité importante, ainsi que cela sera décrit plus loin» Il est possible de trouver un tel alliage par exemple dans le système cuivre-zinc où la phasep, d'une composition 70 40692 2067253 appropriée et de structure A2 BCC, s'ordonne tout d*abord en une structure B2 (de type CsCL) BCC, qui ensuite se transforme, lors d'un nouveau refroidissement en une martensite faillée de symétrie pseudo-cubique. Un autre exemple se trouve dans le sys-5 tème cuivre-aluminium où la structure de la martensite finale dépend de la composition. Un alliage avec 10 à 11% d'aluminium ne s'ordonne pas avant la transformation en une martensite faillée de symétrie pseudo-cubique. Un alliage avec 11 à 13% d*aluminium s'ordonne d'abord en une structure BCC (type Fe^Al) basée 10 sur une composition théorique Cu^Al avant transformation ultés rieure en une martensite faillée de symétrie pseudo-cubique. Ces structures entraînent, dans les alliages cuivre-aluminium, une ductilité plus faible que celle qui se présente dans les alliages ayant la séquence structurale que l'on trouve dans les 15 alliages cuivre-zinc. Les alliages précités, contenant ÎO à 13% d'aluminium doivent être distingués de ceux qui ont une teneur plus élevée en aluminium, dans lesquels la phase BCC ordonnée se transforme en une martensite maclée avec une structure à symétrie pseudo-hexagonale, et ces alliages ont une ductilité in-20 suffisante pour être d'une valeur pratique. Ainsi, les alliages utilisés de préférence dans la présente invention sont ceux qui se transforment martensitiquement en une martensite faillée de symétrie pseudo-cubique. On peut trouver ces structures par exemple dans un alliage binaire cuivre-25 zinc, un alliage binaire cuivre-aluminium, un alliage ternaire cuivre-aluminium-zinc, un alliage ternaire cuivre-zinc-étain, un alliage ternaire cuivre-zinc- silicium, un alliage ternaire cuivre-zinc-manganèse, un alliage ternaire cuivre- aluminium-fer et un alliage ternaire cuivre-aluminium-nickel. 30 L'alliage peut, bien entendu, contenir des impuretés et/ou certains autres éléments accessoires incorporés en vue de modifier les propriétés de l'alliage, pourvu que soit maintenu un composé intermétallique de cuivre donnant lieu à la transformation martensitique nécessaire, et l'alliage n'est pas nécessai-35 rement un alliage binaire ou ternaire. L'alliage peut être un alliage à deux phases ou à phases multiples, dans lequel au moins une phase est un composé intermétallique de cuivre, tel qu'il a été défini ci-avant. L'autre phase ou bien au moins l'une des autres phases peut être cons-40 tituée par une solution solide primaire qui reprend ses carac ?0'40692 5 2067253 téristiques 'initiales par chauffage, comme décrit dans la demande de brevet britannique n° 55481/69, déposée-le 12 Novembre 1969. On obtient une solution solide primaire au sens de la présente 5 description quand on peut ajouter des atomes d'un élément ou de plusieurs éléments différents, à un métal pur sans modifier la structure cristalline, par remplacement d'atomes dans des emplacements variés de la structure cristalline du métal pur. Un composé intermétallique au sens de la présente description 10 est coaatiéué par la phase unique produite, en dehors de la solution solide primaire, quand on allie entre eux au moins deux éléments&dans les proportions correctes. Il présente en général une structure cristalline différente de celle de n'importe lequel des éléments purs et présente le plus souvent une composi-15 tion correspondant à un rapport simple entre atomes, par exemple la composition A B où A et B sont des éléments et x et ^ x y sont des nombres en général inférieurs a 10 • Il comprend des phases qui présentent également une plage de solubilité, pour les éléments constituants, qui est située autour du rapport a-20 tomique simple, sans changement de la structure cristalline. Le module d'élasticité anormalement bas lors de l'application d'une charge de l'hystérésis élevée d'élasticité des alliages utilisés selon la présente invention sont représentés aux figures 7 et 8 par les courbes de la contrainte en fonction de la 25 déformation. La figure 7 représente le comportement de nombreux alliages tel qu'il a été observé lors de la déformation en dessous de la température M£, et la figure 8 le comportement de a nombreux alliages tel qu'il a été observé lors de la déformation entre les températures Ms et Mf. Quand on augmente la tempéra-30 ture de la déformation au-delà de Ms^ et vers Mcî, le comportement d'un grand nombre d'alliages tel qu'il se produit lors de la déformation est représenté à la figure 9, il est visible que l'on obtient des proportions notables de déformation permanente que si on déforme l'alliage au-delà de la limite de pseudo-é-35 lasticité. On a observé que les alliages utilisés dans la présente invention présentent des frottements internes et un pouvoir d'amortissement de valeur éiefrée quand on les traite par la chaleur de la manière décrite, c'est-à-dire quand on les refroidit à 40 partir de la température appropriée, de telle sorte qu'ils su- 70 40692 6 2067253 bissent la transformation martensitique. Ce frottement Interne ou cette capacité d*amortissement atteint sa valeur- la plus, élevée à des températures voisines des températuresdMs et Dans les alliages dont la température Hs est supérieure à la 5 température ordinaire, on a observé que, lorsqu'on les trempe à - 196°C à l'état martensitique et qu'on les déforme à - 196*C de la manière propre à la présente invention, le rétablissement de la forme d'origine, lors du chauffage au delà de la température Ajs, se fait en deux étapes. Si on déforme l'alliage sous 10 tension à - 196aC, il se produit une contraction lente lors du chauffage allant de - 196°C à 20*C, de manière à équilibrer la dilatation thermique normalement attendue. Ainsi, l'alliage se comporte comme si, dans cette gamme de température, il avait une dilatation thermique nulle ou presque nulle. 15 On a également observé que le degré de changement de forme qui se produit lors du chauffage d'un objet fabriqué en des alliages traités selon la présente invention peut être réduit ou même annulé par application d'une contrainte suffisante pour s'opposer au changement de forme. Le retrait de cette contrain-20 te après chauffage jusqu'à la température supérieure (c'est-à-dire au dessus de la température AsJ permet au changement de forme de se produire spontanément au lieu de se produire dans l'étendue d'une gamme de températures, comme cela se produirait en l'absence de la contrainte antagoniste. La contrainte néces-25 saire pour empêcher le changement de forme pendant le chauffage jusqu'à une température déterminée est une mesure de la force qui peut être développée par l'alliage pour effectuer un travail extérieur. Cette découverte peut être utilisée de différentes façons. 30 L'un des procédés consiste à supprimer, en totalité ou en partie le changement de forme au moyen d'une contrainte appliquée, et à utiliser ensuite la force ou l'énergie développée, quand on retire subitement la force de retenue, pour actionner un dispositif, par exemple par l'intermédiaire d'un levier ou par un 35 choc sur une tige ou par déformation ou rupture d'un élément approprié du dispositif. Un autre procédé d'utilisation de la force développée consiste à faire chauffer la pièce faite de la matière reprenant ses caractéristiques par l'action de la cha leur, en franchissant lentement l'intervalle entre les tempéra-40 tures As^ et Àf^, auquel cas elle exerce une force soutenue, et augmentant progressivement, sur l'élément opératoire du dispositif tel qu'il a été mentionné ci-dessus. Par le réglage de la température, on peut régler la vitesse et l'importance de la croissance de la force ou du mouvement. 5 Les procédés décrits dans la demande de brevet français n° 7016202 déposée le 4 Mai 1970 sont applicables en combinaison avec la- présente invention. Ainsi, dans la mise en oeuvre de la présente invention, on peut appliquer à l'alliage, dans sa phase de haute température, i 10 une déformation qui produit une contrainte qui induit une forme désirée pouf sa phase de basse température. Cette déformation peut être appliquée par déformation partielle de 'l'alliage dans sa phase de haute température, dans le sens vers la forme demandée pour la phase de basse tempéra-25 ture, la température étant ensuite abaissée de telle sorte que l'alliage change et passe à sa phase de basse température. Le changement qui consiste à passer à la phase de basse température est accompagné par un changement continu de forme dans le sens rérs la forme désirée, sans application d'une force ex-20 térieurë. Cette forme de réalisation de l'invention a une grande valeur pratique, étant donné qu'elle fournit un moyen de mettre un alliage à une température relativement élevée dans un état dans lequel il se âéfaeme spontanément à des températures plus basses en prenant une nouvelle forme qui est dictée par 25 la déformation initiale à haute température. Il est par consé-quanfc inutile de travailler l'alliage à de basses températures. Dans la pratique, la phase de haute température métastable de l'alliage fait l'objet d'un refroidissement jusqu'à des températures intermédiaires entre ses températuressde transformation 30 Md et Ms. Md_ est la température de démarrage de la transformation marteïisitique sous contrainte, et Ms^ est la température de démarrage de la transformation sans contrainte appliquée. Avec certains alliages, la température devrait être aussi voisine que possible de la température de transformation Ms^, par 35 exemple dans les limites de 10*C, afin d'obtenir la contrainte interne résiduelle désirée au moyen de cette déformation partielle . Dans d'autres alliages, il est possible d'adopter une marge plus grande de température au-dessus de Ms_. Par expérience on peut facilement trouver une température appropriée pour un 40 alliage donné. On déforme ensuite l'alliage dans une faible 70 40692 8 2067253 mesure (par exemple moins que ce que représente la déformation finale qu'on désire appliquer à la phase de basse température). On continue le refroidissement jusqu'en dessous de la température de transformation Ms quand l'alliage continue de changer de 5 forme dans le sens indiqué par la déformation précédente. Lors du réchauffage, ce changement de forme s'inverse en totalité ou en partie, et quand on refroidit à nouveaufie changement de forme,dans le sens vers la forme de basse température#se fait d'unë manière spontanée. Un chauffage et un refroidissement con-10 tinuels sont accompagnés de changement continuels de forme. Dans un autre procédé, on déforme l'alliage en lui donnant une forme désirée dans sa phase à basse température, et on applique cette déformation en élevant la température de telle sorte que l'alliage se change en sa phase de haute température,ce-15 pendant qu'on applique une force de retenue à l'alliage, afin d'empêcher un changement de forme. Ainsi, selon l'un des aspects de l'invention, on parvient à un procédé de fabrication d'un objet reprenant, sous l'action de la chaleur, ses caractéristiques initiales, ce procédé comprenant les opérations consistant 20 à donner à l'alliage, à une température élevée, une première forme, à le refroidir jusqu'à une température plus basse, à déformer l'alliage à cette température inférieure de façon à lui faire prendre une seconde forme, cette température étant telle que si on réchauffe l'alliage jusqu'à une température appropriée 25 et sans restreindre sa déformation, il reprenne au moins en partie' sa première forme, et à chauffer à nouveau, l'alliage jusqu'à ladite température appropriée tout en le soumettant à une contrainte qui l'empêche de changer de forme. Suivant la température dont il s'agit, et suivant l'utilisation envisagée pour 30 l'objet, on peut refroidir l'alliage jusqu'à la température plus basse après le réchauffage, l'alliage conservant toujours sa seconde forme. Ensuite, si on réchauffe l'alliage à nouveau sans restreindre son changement de forme, il revient en totalité ou en partie à sa première forme, mais, lors du refroidissement, 35 il retourne en totalité ou en partie à sa seconde forme. Le chauffage et refroidissement continuels sont accompagnés de changements continuels de forme. Le fait de prévoir une contrainte empêchant le changement de forme pendant le réchauffage donne naissance à une tension interne 40 résiduelle dans l'alliage à haute température, comme il a été dit 70 40692 9 2067253 ci-avant, de telle sorte que l'on estime-que les noyaux qui sont activés lors de la transformation par refroidissement sont ceux qui ont provoqué le changement original de forme lors de la déformation à basse température. On estime que c'est la mê-5 me activation qui peut être obtenue par déformation partielle initiale avant refroidissement donnant la phase de basse température, quand on considère que c'est un nombre suffisant de noyaux de la phase martensitique de basse température qui sont activés par la déformation initiale suivant des orientations 10 telles que, lors du refroidissement, l'alliage poursuit son changement de forme. Le réchauffage sous contrainte empêchant la déformation est particulièrement utile du fait qu'il permet à la température supérieure à laquelle on porte l'alliage de se trouver assez 15 élevée au-dessus de la température de transformation pour laquelle la réversibilité continue de forme serait perdue en l'absence d'une contrainte empêchant le changement de forme. Néanmoins, il ne faut pas que la température/soit suffisante pour donner lieu à une relaxation de la contrainte par déforma-20 tion plastique, par exemple par fluage, sinon la réversibilité serait perdue. Dans tous les cas, la tempéfcature à laquelle on fait chauffer l'alliage doit être trop basse pour qu'il se produise un vieillissement ou un revenu de l'alliage. S'il se produit une pré-25 cipitation, l'alliage prend de façon permanente sa forme de hau te température. On a observé qu'il n'est pas toujours nécessaire d'appliquer la contrainte empêchant la déformation, par des moyens mécaniques tel qu'un gabarit. Dans certains cas, une pellicule d'o-30 xyde, un revêtement métallique ou une couche analogue peut assurer la contrainte nécessaire. EXEMPLES 1) Alliages binaires cuivre-zinc contenant, en poids, 38,6% à 41,5% de zinc. 35 La limite inférieure pour le zinc correspond à la solubilité minimale du zinc à laquelle la phase p est stable. La limite supérieure pour le zinc correspond à une température Ms^ d'environ - 250°C. Les alliages préférés ont des teneurs en zinc comprises entre 39,3 et 41,5%. 40 Ces alliages ont normalement une structure de phase L + p si 70 40692 1° 2067253 si on les refroidît lentement jusqu'à la température ordinaire. Pour obtenir des propriétés de retour vers l'état initial sous l'action de la chaleur, propriétés dites dé reprise thermique, les alliages doivent être trempés à partir d'une température 5 d'au moins 870°C pour conserver une phase p qui se transformera en martensite par refroidissement en dessous de la température ordinaire. Les alliages compris dans la gamme allant de 39,3 à 40,7% de zinc étaient tous en dessous de leurs températures Hs^ quand on 10 les a déformés à - 196°C, et la déformation ainsi provoquée pouvait être annulée en partie ou en totalité par chauffage au-dessus de leur température As. Pour un alliage contenant 40,7% de zinc, en poids, qui a été déformé à une température située à 15*C en dessous de sa tem-25 pérature Ms, les résultats sont donnés dans le tableau I. TABLEAU X Déformation résiduelle obtenue au dessous de Mg Déformation annulable par action de la chaleur 1.6% 1.6% 4.0% 3-9% 5-4% 5.2% 7-2% 6.7% 8.9% 8.3% Ces expériences ont été faites sur des éprouvettes présentant une grosseur de grains d'environ 3 à 4 mm. Une série analogue 30 d'expériences dans lesquelles les éprouvettes ont été déformées à une température inférieure de 15 °c à M_s a été effectuée sur un alliage contenant 39,5%, en poids, de zinc et qui présentait une grosseur de grains d'environ 1 mm. Les résultats sont donnés dans le tableau IIf ci-dessous : Déformation résiduelle à 15°C au dessous de M s Déformation annulable par action de la chaleur 4.7% 6.2% 8.3% 11.3% 3-7% 4.7% 5.5% 5.5% 70 40692 ii 2067253 Les résultats de ces deux séries d*expériences montrent que, dans des alliages binaires cuivre-zinc, la grosseur du grain représente une variable importante et que, pour une défoi?mation déterminée à une température déterminée située en dessous de 5 Ms., 1 ' importance de la déformation annulée par la chaleur augmente en même temps qu'augmente la grosseur du grain. Des expériences onst été effectuées sur les deux alliages, expériences dans lesquelles les éprouvettes ont été déformées an même dégré à des températures inférieures à Ms_ et progressivement de plus 10 en plus basses* Les résultats donnés par l'alliage à 39,5%, en poids, de zinc sont reproduits dans le tableau III et montrent que le degré de disparition de la déformation sous l'action de la chaleur va en diminuant au fur et à mesure qu'augmente la différence entre M_s et la température de déformation. 15 TABLEAU III 20 Température à laquelle à lieu la déformation (nombre de degrés au-des- sous de M ) s Déformation résiduelle Déformation annulable par action de la chaleur 25 5°c 35 °C 111°C 5°/o 5°/o 5% k.2% k.0% 3.2% Un alliage contenant,en poids, 41,5% de zinc présentait une, température Ms de - 250°C et a été déformé à - 196°C, c'est-à-3° dire à 54#C au-dessus de sa température M£. Lorsque, après déformation à cette température, la charge a été supprimée, il s'est produit un retour élastique très important qui a laissé subsister une petite déformation résiduelle. Toutefois, dès que l'éprouvette a été chauffée, une grande partie de cette défor-35 mation permanente a été annulée. Les résultats des séries complètes d'expériences effectuées sur cet alliage sont donnés dans le tableau; IV. 70 40692 12 2067253 TABLEAU IV Déformation Contraction Déformation Déformation D éf ormat ion totale à élastique résiduelle annulée par plastique 5 - 196°C apparente à - 196°C chauffage à permanent e + 20 °C 6% 4.6% 1.4% 1.05% 0.35% 8% 5-0% 3-0% 2.60% o.4o% 10% 5-5% 4.5% 4.15% 0.35% 10 12% 6*0% 6.0% 5.4 % 0.6 % Le retour élastique brusque et extrêmement important a été dû à la déformation de l'alliage au-dessus de sa température Ms. A de telles températures, il se produit une phase martensitique induite par la contrainte. Lors de la suppression de la contrain-15 te,cette phase se"retransforme et revient partiellement à la phase stable d'origine dont elle est issue, en provoquant l'important retour élastique apparent. 2) Alliages binaires cuivre-aluminium contenant de 10,O à 13,0 pour cent, en poids, d'aluminium. 20 La limite inférieure pour l'aluminium correspond à la solubilité la plus faible de l'aluminium dans la phase p à 950*C qui donne un alliage ayant une température Mjs d'environ 500"C quand on le trempe à partir de 950°C. L'addition d'aluminium a rendu l'alliage progressivement moins fragile, jusqu'à ce que, au delà 25 de 13%, il devienne difficile de déformer l'alliage sans provoquer la rupture. Alors que les propriétés de reprise thermique existent dans les alliages à plus de 13% d'aluminium, un alliage avec 13% d'aluminium a représenté pratiquement une limite supé-" rieure au delà de laquelle on ne peut pas réaliser l'invention 30 de façon satisfaisante. Les alliages ont été essayés par une technique de pliage simple, étant donné que certains d'entre eux étaient trop fragiles pour être essayés sous tension. Le degré de déformation qu'il a été possible d'obtenir dans ces alliages avant rupture à été à 35 peu près de 2%, ce qui correspond à une courbure à angle droit sur une bande d'alliage de 0,79 mm d'épaisseur. Une série d'alliage a été étudiée, dont la composition se trouvait dans la gamme allant de 10 à 13% en poids d'aluminium. La température Ms^ de l'alliage à 10%, en poids, d'aluminium a été de + 500*C 40 et celle de l'alliage à 13%, en poids, d'aluminium de + 240*C. 70 4Ô692 w 2067253 Les alliages ont été trempés à l'eau en partant de 1000* C, par conséquent, ils étaient raartensitiques à la température ordinaire. La grosseur des grains a été importante, ce qui a contribué au défaut de ductilité. 5 Chaque alliage a été courbé sous 60° par rapport à sa position initiale, à une température située juste en dessous de sa température Ils, et chauffé jusqu'au dessus de Ajs. Tous les alliages ont repris très étroitement leur position droite initiale (dans les limites de 0 à 5* près), la température de démarrage de la reprise correspondant de très près à la température As. Dans ces alliages, l'importance de la déformation annulable a été moins dépendante de la température de déformation, située en dessous de Ms^, que dans le cas des alliages binaires cuivre-zinc, et de fait la reprise a été obtenue avec un alliage présentant une 15 température îte de + 320° C après déformation à + 20° C. 3) Alliages ternaires cuivre-aluminium-zinc. Des alliages ternaires appartenant à la gamme de composition préférée dans ce système ternaire ont présenté des propriétés de reprise thermique différenciées, par comparaison avec celles 20 des alliages binaires entre eux. Un avantage de ce système ternaire consiste en ce qu'il est possible d'obtenir des alliages dont les températures îfë sont intermédiaires entre celles, de valeur élevée, du système cuivre-aluminium et celles, de valeur faible, du système cuivre-zinc. 25 Les limites préférées de composition de ce système sont données ci-dessous, en combinaison avec la figure 1, les proportions s'étendant en poids des constituants. A) 87% de cuivre 13% d'aluminium B) 90% de cuivre 10% d'aluminium 30 C) 61,4#de cuivre 38,6% de zinc D) 58,5% de cuivre 41,5% de zinc E) '76% de' cuivre, 13,5% de zinc, 10,5% d'aluminium Après trempfc à partir de 950°C et ensuite déformation à des températures soit supérieures, soit inférieures à Ms, tous les 35 alliages dé cette gamme de composition préférée manifestèrent dès propriétés de reprise thermique guand ils ont été portés à une température supérieure à leur température A_s. L'alliage 493, de composition nominale de 65,75%, en poids, de cuivre, 2,5%, en poids, d'aluminium, 31,75%, en poids, de zinc, 70 40692 14 2067253 présentait une température Ms^ de- - 105° C. Des essais de reprise ont été effectués sur des éprouvettes déformées dans une gamme de températures situées au dessus et en dessous de Ms. Les résultats sont donnés dans le tableau V. 5 TABLEAU V Température Pourcen Contraction Déformation Déformation de.déforma tage de la élastique résiduelle en % annulée tion déformation apparente en % par chauf 10 en % fage 20°C- 5* - - - ii 3 1.2 1.8 0.1 - 84°C 13* - - - 11 3 2.8 0.2 0.1 15 ft 6 5.4 0.6 0.5 II 10 6.8 3-2 2.0 -I04°c 16* - - - It 10 3.8 6.2 5.4 î! 14 4.4 9.4 7-3 20 -125°C 16* - - - ti 8 2.4 5-6 5.6 it 14,5 3 11.5 9.35 H 15,5 3 12.5 10.25 -196°C 9* - - 25 II 3 1.3 1.7 1.7 H 6 • 1.3 4.7 4.4 M 8 1.8 6.2 5-7 « 8,5 1.9 6.6 6.1 30 * Maximum possible de déformation avant essayée jusqu'à rupture. rupture. Eprouvette Ces résultats montrent qu'on obtient la restauration maximale sur des éprouvettes déformées à une température correspondant à la température Mf (-125°C), étant donné qu'à cette température la martensite est stable et qu'il se produit un retour élastique OC * X moindre du a la transformation inverse lors de la suppression de la charge. Les résultats font ressortir la dépendance entre l'importance de la reprise et la différence entre la température de déformation et la température plus élevée Mf, autrement dit plus m 70 40692 « 2067253 de température est grande la différence/entre Mf et la température de déformation, plus est faible le degré de restauration à partir de n'importe quelle déformation particulière.Lesrrésultats montrent également que la reprise peut être obtenue à partir d'éprouvettes dé-5 formées au-dessus de Ms, le degré de restauration diminuant au fur et à mesure que la température de déformation croit au dessus de Ms. Pour qu'un alliage présente des caractéristiques de reprise thermique, après déformation à des températures supérieures à Ms, la différence maximale entre la température de déformation et Ms 10 est à peu près de 100°C. A ces températures,le degré de restaurai tion est extrêmement faible,et dans la pratique,la température doit être voisine de Ms. Quand on déforme au-dessus de Ms des alliages dont la température Ms est supérieure à 150°C,il faut opérer avec précaution,étant 15 donné qu'à ces températures,la décomposition de la phase Jî peut se produire à un degré tel que la phase JB résiduelle ait une température Ms bien plus basse. Une série similaire d'expériences a été faite sur un certain nombre d'autres compositions d'alliages,et les résultats en sont 20 donnés dans le tableau VI. Les compositions nominales, en poids, de ces alliages sont données ci-dessous : (507) 72% de cuivre, 25 22% de zinc, 6% d'aluminium. (50&) 75,5% de cuivre, 17% de zinc, 3q 7 ,5% d'aluminium. (5$©) 82,25% de cuivre, 6,0% de zinc, 11,75% d'aluminium. 35 La température Ms de l'alliage 507 a été de - 50° C, celle de l'alliage 508 de - 10° C, et celle de l'alliage 510 de + 50°C. 70 40692 16 TABLEAU VI 2067253 Alliage Températu déforma Contraction déformation déforma re de dé tion to élastique résiduelle tion an formation. tale apparente nulée par chauff ajap 507 -196°C 6.6% * - - - Ms(-50°C) M 6.0% 1.4% 4». 6% 4.4% !! 4.9% 1-3% 3.6% 3-5% tt 3-9% 1.0% 2.9% 2.55% - 54°C 8.4%* - - - h 8.1% 2.3% 5.8% 4.8% H 4.5% 1.6% 2.9% 2. 65% + 25 °c 4.0% ■ - - - 2.0% 1.5% 0.5% 0.2% 508 -196°C 6.8%* - - - II 6.6% 1.2% 5 • 4% 3.75% Mg(-10 0 C) - i6°c 7.1%* - - - H 6.1% 2.1% 4.0% 4.0% + 25 °c 6.8% - - - II 6.3% 5 • 7% 0.7% 0.2% 510 +20 °C 6.0%* - - MS(+50°C) 11 5-0% 1.5% 3-6% 2.8% 11 3.0% 1.0% 2.0% 1.3% * Maximum possible de déformation avant rupture.Eprouvettes es- sayées jusqu'à rupture 30 II ressort des résultats des expériences faites sur les alliages 493, 507,508 et 510, qu'après déformation à une température située juste en dessous de Ms, les valeurs de la déformation annulable par la chaleur par chauffage au-dessus de As ont été très voisines de la valeur de la déformation résiduelle de 1'éprouvet-35 te lors de la déformation* On notera que, étant donnée l'augmentation progressive de la teneur en aluminium et la diminution de la teneur en zinc dans l'ordre 493, 507, 508, 510, la ductd-lité maximale que l'on peut obtenir dans les alliages ternaires décroît quand on les déforme à une température égale à Ms ou très 70 ,40692 17 2067253 voisine de Ms. La ductilité maximale (mesurée en déformation to-„ taie) qui a été obtenue dans des alliages binaires cuivre-zinc et cuivre-aluminium, quand on les déforme entre Ms et Mf, est, respectivement, de 25% et de 2%. 5 Pour tous les alliages de ce système, quand ils sont déformés à la température Ms, le chauffage permet d'annuler pratiquement la totalité de la déformation résiduelle (excepté dans le cas d'une déformation très grande, peur exemple au-delà de 10%). Toutefois, lorsque l'aluminium remplace le zinc, la déformation 10 résiduelle maximale et par conséquent la déformation maximale annulable par action de la chaleur vont en diminuant. Les alliages 493, 507, 508 et 510 ont tous présenté une température Ms inférieure à 100°C. Un certain nombre d'expérience ont été faites sur des alliages dont la température Ms était supé-15 rieure à 100*C. Des exemples des résultats obtenus dans ces expériences vont être donnés pour trois des alliages essayés : à savoir les alliages 483, 484 et 485. Les compositions nominales, en poids, dé ces alliages sont les suivantes : (483) 85,75% de cuivre 20 11,75% d'aluminium 2,5% de zinc. (484) 84,0% de cuivre 11,25% d'aluminium 4,75% de zinc. 25 (485) 82,25% de cuivre 10,5% d'aluminium 7,25% de zinc. La température Ms de ces alliages a été de 250° C, 170° C, et 140* C pour les alliages 483, 484 et 485 respectivement. ^ Les expériences de restauration ont été faites sur des éprouvettes déformées entre - 196° C et + 300° C. Etant donné qu'une restauration a été observée après déformation à toute température, ces alliages se comportent de façon semblable à ceux qui ont été décrits ci-dessus, puisqu'ils récupèrent après défor-35 mation à des températures soit supérieures, soit inférieures à Ms. Les résultats de ces expériences sont récapitulés dans le Tableau VII. 70 40692 « 2067253 TABLEAU VII Alliage ... , , Température d' application de la déformation en ° C Déformation résiduelle en % déformation annulée par chauffage en % 483 300 2.0 0.35 ' [MS250°C) 250 3.8 1.65 150 3.0 1.25 20 2.6 0.95 - 196 4.0 1.9 + c 484 220 3.0 1-3 [MS170°C) 170 rupture - 70 3.6 1.4 20 3.2 1.6 - 196 3.2 2.0 + C 485 180 3-3 2 [Msl40°C) 130 3-5 1.7 20 3-0 1.65 - 196 5.0 3.9 + c Une observation importante à faire au sujet de cette série d'expériences consiste en ce qu'il est apparu qu'il y a une double restauration dans les éprouvettes déformées à - 196° C. Après une déformation sous tension à - 196" C, il y a eu une très fai-25 ble contraction (c'est-à-dire récupération) d'environ 6,35% dans les limites d'une gamme de température située autour de - 120° C. Par une continuation du chauffage, la matière s'eat dilatée thermi-quement jusqu'à ce que soit atteinte la température As. à laquelle s'est produite une forte contraction* La récupération entre —196*C 30 et 20" C a été confirmée par une expérience de courbure simple. Ce phénomène a également été observé sur l'alliage 510. Bien que la récupération de première étape ait été très faible, étant donné qu'elle s'exerce dans le sens contraire à la dilatation thermique les alliages paraissaient avoir un coefficient nul de dila-3Station par la chaleur dans 1'étendue d'une large gamme de températures (approximativement entre - 196° C et + 80° C). Ce phénomène est très semblable à celui qu'on observe dans les alliages du commerce, connus sous les noms de "Invar"• Ces alliages qui sont généralement basés sur une composition faite de fer à 35% de 70f 19 2067253 nickel ont un coefficient global de dilatation par la chaleur qui est nul dans l'étendue d'une grande gamme de températures, l'étendue de cette gamme dépendant à la fois de la composition et du traitement thermique* 5 Pour illustrer le fait nouveau qui consiste en ce que le changement de forme par chauffage des alliages traités conformément à la présent^ invention peut être réduit par application d'une contrainte antagoniste, des éprouvettes de l'alliage 493 ont été déformées sous tension à - 196* C, pour produire une déformation 10 de 4,5%. Elles ont été soumises à une contrainte et chauffée jusqu'à la température ordinaire qui est bien supérieure à la température Af • Les résultats obtenus ont été donnés dans le Tableau VIII. 15 TABLEAU VIII Charge maintenue déformation per Déformation Pourcentage 2 en kg/cm manente en % annulée en % de la dispari - tion maximale 20 de la déforma tion 0 4.5 4.5 100 35 4-5 4.4 5 99 700 4.5 4*25 94 25 1050 4.5 3-65 82 i4oo 4.5 3.60 80 1750 4.5 3.20 72 2100 4.5 2.25 50 2450 4.5 0 0 30 En supprimant la charge sur les éprouvettes, on a observé une contraction spontanée• 4) Alliages ternaires cuivre-zinc-étain. Les limites préférées de composition pour ce système sont don-35 nées ci-après conjointement avec la figure 2, les quantités étant évaluées en poids : (A) 4,5% de zinc (B) 38,6% de zinc (C) 66,7% de cuivre, 7,8% d'étain, 25,5% de zinc CD) 63,7% de cuivre, 11,0% d'étain, 25,3% de zinc 70 40692 20 2067253 (E) 59,3% de cuivre, 40,7 % de zinc (F) 66,0% de cuivre, 25,5% de zinc, 8,5% d'étain Tous les alliages compris dans.cette gamme de compositions présentent des propriétés de reprise thermique qlîand on les 5 chauffe jusqu'au dessus de leur température Ajs après déformation à des températures soit supérieures, soit inférieures à Ms. Pour les alliages compris dans la gamme de compositions AEFD, il faut, pour qu'ils présentent des propriétés de reprise thermique, les tremper à l'eau à partir d'une température qui ne soit 10 pas inférieure à 750* C. Les alliages situés en dehors de cette gamme, c'est-à-dire dans la zone EBCF doivent être trempés à partir de températures plus élevées. Dans la partie d'extrémité riche en zinc (c'est-à-dire la partie BE), il faut les tremper à l'eau au moins à 850* C. Quand on augmente la teneur en étain, 15 la température de trempe (c'est-à-dire la température à partir de laquelle la trempe doit se faire) diminue progressivement jusqu'aux compositions CF pour lesquelles la température de trempe est d'au moins 810° C. Dans ce système ternaire, les alliages présentaient des carac-20 téristiques semblables à celles du système Cu-Al-Zn, en ce sens que la contrainte à laquelle commence l'allongement non proportionnel présente une valeur minimale et la ductilité (c'est-à-dire la tension totale de rupture) un maximum quand la matière a été déformée à sa température Ms. La ductilité a diminué quand 25 on a remplacé le zinc par 1*étain. L'un des alliages de ce système qui ont été testés (l'alliage 488) contenait, en poids, 63,85% de cuivre, 31,25% de zinc, 4,9% d'étain. Cet alliage avait une température Ms de - 70° C. Un phénomène nouveau qui a été observé au cours de l'essai de 30 cet alliage a consisté en ce qu'on peut appeler une déformation inverse récupérable par la chaleur. C'est la première fois qu'un tel phénomène a été observé. Son aspect physique peut se décrire de la manière suivante. Si on trempe à 800° C dans l'eau, une pièce droite de l'alliage, 35 la structurese maintient sous la forme de la structure métas-table p* ordonnée qui, dans le cas de l'alliage ci-dessus, subit une transformation martensitique lors d'un refroidissement en dessous de zéro. Si, à cette température, on courbe cette pièce à angle droit pour la chauffer ensuite au delà de sa température 70 40692 21 2067253 As, elle revient à sa position droite» Si-l'on continue de chauffer ( à peu près jusqu'à 250° C), elle change alors spontanément de forme dans la direction imposée initialement, c'est-à-dire qu'% elle se courbe vers la forme à angle droit. L'importance de cette 5 déformation récupérable thermiquement et dite inverse est relativement faible, mais elle peut être augmentée par l'adoption de températures appropriées de déformation et d'une micro—structure appropriée. Les résultats des expériences de déformation annulable à chaud 10 et de déformation inverse récupérable à chaud sont récapitulés dans le Tableau IX. TABLEAU IX Température déforma retour ap déformation déforma déforma 15 d ' applica tion ap parent par résiduelle tion an tion in tion de la déformation pliquée élasticité nulée par la chaleur verse par la chaleur - 115°C 4.5%* - - - - 20 ii 4. 2% 1.2% 3% 2.7% 0.55% - 77°C 4.5%* - - H 4% 1.1% 2.90% 2.75% 0.35% - 67°C 7% * - - - - 25 1! 4% 1.2% 2.8% 2.4% 0.4% It - 54°C 6% 6%* 1.8% 4.2% 3.6% 1.0% 11 4% 1.45% 2.55% 2.3% 0.45% - 26°c 5%* - - - - 30 II 4% 1. 6% .2.4% 1.7% 0.55% + 25 °c 4.5%* - - - - II 4.2% 2.2% 2.0% 1.05% 0.6% + 50°c i 4.5%* - - - - II 4.0% 2.4% 1* 6% 0.1%. 0.75% 35 * Déformation maximum possible .Eprouvette essayée jusqu ' à rupture. L'alliage 488 a également été utilisé pour illustrer le phénomène de suppression de la reprise thermique sous l'action d'une contrainte. Des éprouvettes ont été déformées de 2,8% par 40 tension à - 80° C et ont été ensuite chargées au moyen de con-traintes allant jusqu'à 2100 kg/cm . Lors du chauffage jusqu'à 70 40692 22 2067253 la température ordinaire, on a observé que le degré auquel la déformation peut être annulée par la chaleur va en diminuant quand augmente la contrainte, ainsi que le montre le Tableau X. TABLEAU X 5 Charge mainte déformation per déformation an pourcentage nue en kg/cm^ manente en % nulée en % de la dis parition ma- 10 mixale de la déforma tion 0 2.8 2.6 100 15 700 2.8 2.55 99 l400 2.8 2.1 75 1750 2.8 1.95 70 2100 2.8 1.75 60 2450 rupture* - 20 Si la contrainte appliquée dépasse la contrainte correspondant à la limite de la résistance élastique de la phase de haute température, il se produit un allongement rapide de l'éprouvette lors de son chauffage par passage par la température As, et quand 2g on a chargé ces éprouvettes à l'extrême, il s'est produit un allongement jusqu'à rupture. Si on chauffe l'éprouvette sous contrainte à charge constante, le relâchement de la tension se produit à la température As une fois que la tension dûe à la transformation atteint la valeur de la résistance élastique et il ne 30 s'ensuit pas de rupture. Cela réduit l'importance de la déformation annulable totale quand on fait disparaître la contrainte. 5) Alliages ternaires cuivre-zinc-silicium. Les limites préférées de composition pour le système cuivre-zinc-silicium sont données ci-dessous, en combinaison avec la 35 figure 3, les proportions étant indiquées en poids des constifci* tuants. (A) 58,5% de cuivre, 41,5% de zinc (B) 61,4% de cuivre, 38,6% de zinc (C) 77,2% de cuivre, 19,3% de zinc, 3,5% de silicium 40 (D) 75,0% de cuivre, 19,8% de zinc, 5,2% de silicium 70 40692 23 (E) 68, 0% de cuivre, 28,0% de zinc, 4,0% de silicium (F) 60,2% de cuivre, 39,8% de zinc (G) 77,0% de cuivre, 19,3% de zinc, 3,7% de silicium Tous les alliages compris dans ces limites de composition ont 5 présenté'des propriétés de reprise thermique quand on les a portés au-dessus de leur température As après déformation à des températures soit supérieures, soit inférieures à Ms. Pour les alliages dont la composition est comprise à l'intérieur de la plage AFGDE, il faut, pour qu'ils manifestent des 10 propriétés de reprise thermique, les tremper à partir d'une température qui ne soit pas inférieure à 825° C. Les alliages compris dans la gamme BCGF doivent être trempés à partir d'une température non inférieure à 850° C. Les alliages de ce système ternaire ont présenté des caracté-15 ristiques semblables à celles des deux systèmes ternaires qui ont été décrits précédemment, en ce sens que la limite de résistance élastique était minimale et la ductilité maximale quand la matière a été déformée entre les températures Ms et Mf. Ci-après des exemples précis sont donnés. 20 L'alliage 521, qui contenait nominalement, en poids, 63,75% de cuivre, 34,5% de zinc, 1,75% de silicium, et qui présentait une température Ms de - 140° C, a donné des résultats qui sont r-reproduits.dans le Tableau XI. TABLEAU XI 25 Temp érature déformation retour ap déforma déforma d1 application en % parent par tion rési tion an de la déforma élasticité duelle en% nulée par tion en °C exi% la cha.-. leur en % + 20 8.5* - - - ti 4.0 3.0 1.0 0.1 - 80 8.3* - - - n 5.0 5-0 - - H 8.0 6.2 1.8 o. 65 II 03 • 1NÛ 7.2 1.0 0.5 -196°C 8.0* - - - h 5.0 1.0 4.0 4.0 n 6.5 1.2 5-3 5 « 3 n 8.0 1.6 6.4 6.3 *dêformàtion maximum.Eprouvette essayée jusqu'à rupture 30 35 40 70 40692 24 2067253 L'alliage 515, qui contenait nominalement, en poids, 66,5% de cuivre, 31,25% de zinc, 2,25% de silicium, et qui présentait une température Ms de - 50° C, a donné des résultats qui sont reproduits dans le Tableau XII. TABLEAU XII Température déformation retour appa déformat déforma d1 applica en % rent par élas ion rési tion an tion de la ticité en % duelle en% nulée déformation par la en °C chaleur en % + 20 10.4* - - - n 7.2 5.2 2.0 0.75 n 8.8 6.0 2.8 1.5 -80 9.0* - - - - ii 4.1 0.8 3-3 3.0 n 6.25 1.2 5.05 4.9 n 6.3 1.8 6.5 6.0 -196°C 7.0* - - - n 2.2 • 0.8 1.4 1.4 n 4.55 1.2 3-35 3.2 n 6.05 1.4 4.6 5 3-95 * déformation maximum.Eprouvette essayée .jusqu'à rupture. 10 15 20 25 L'alliage 522, qui contenait nominalement, en poids, 69,25% de cuivre, 27,5% de zinc, 3,25% de silicium et présentait une température Ms de + 75° C, a donné des résultats qui sont reproduits dans le tableau XIII. TABLEAU XIII 30 Temp érature déformation retour ap déformation déformation d•application en % parent par résiduelle annulée par de la défor élasticité en % la.chaleur mation en °C en % en % + 20 7.8* - - - f! 6.6 1.7 4.9 1.85 +65 6.2* - - - n 5.0 1.0 4.0 2.95 + 100 6.5* - - - II 6.0 3-5 2.5 1.7 ♦déformation maximum.Eprouvette essayée jusqu'à rupture 35 70 40692 25 2067253 L'alliage 521 illustre également l'effet du chauffage sous une contrainte de retenue. Des éprouvettes ont été déformées de 4,8%, par tension, à - 196° C. Elles ont été ensuite chauffées jusqu'à la température ordinaire sous différentes contraintes allant jus— 5 qu'à 2450kg/cm , et on a mesuré l'importance de la déformation annulée. L'une des éprouvettes a été soumise à une contrainte 2 de 2800 kg/cm , ce qui est supérieur à la résistance élastique de la phase de haute température. Cette éprouvette s'est rapidement allongée juste au-dessus de la température As. Comme les é-~ 10 prouvettes étaient chargées à l'extrême, cela a provoqué un;: allongement rapide et finalement la rupture. Les résultats sont reproduits dans le tableau XIV. TABLEAU XIV charge maintenue en kg/cm^ déformation permanente en % déformation annulée en % pourcentage de la disparition maximale de la déformation 0 4.8 4.8 100 700 4.8 4.65 97 1400 4.8 4.5 94 2100 4.8 3.25 68 2450 4.8 2.3, 48 2800 4.8 rupture - 15 25 20 30 35 *Lors du chauffage de l'éprouvette, il s'est produit au passage de la température As, un rapide allongement conduisant à la rupture - | ___________ En supprimant la contrainte sur toutes les éprouvettes, une certaine annulation de la déformation totale a été obtenue. Une caractéristique des alliages cuivre-zinc-silicium est la contraction pseudo-élastique Cou élasticité apparente) de valeur élevée obtenue par la suppression de la charge des éprouvettes déformées au-dessus de la température Ms. 6) Alliages ternaires cuivre-aluminium-manganèse. Les limites préférées de composition de ce système sont données ci-dessous, en combinaison avec la figure 4, les proportions s'étendant en poids des divers constituants. CA) 87,0% de cuivre, 13,0% d'aluminium CB) 90,0% de cuivre, 10,0% d'aluminium 70 40692 26 2067253 10 15 20 25 (C) 76,2% de cuivre, 5,3% d'aluminium, 18,5% de manganèse CD) 74,0% de cuivre, 6,5% d'aluminium, 19,5% de manganèse (E) 87,1% de cuivre, 9,8% d'aluminium, 12,0% de manganèse Pour obtenir des alliages ayant une structure correcte pour subir une transformation martensitique, les alliages de ce domaine de composition doivent de préférence être trempés à 1'eau à partir d'une température non inférieure à 900° C. Les alliages de ce système ternaire ont présenté des caractéristiques semblables à celles décrites à propos des systèmes ternaires précédents, en ce sens que la résistance élastique présentait un minimum et la ductilité un maximum quand la matière était déformée entre les températures Ms et Mf. Des exemples précis d'alliages de ce système sont donnés ci-après, les quantités étant données en poids des constituants. (992)86,0% de cuivre, 12,0% d'aluminium, 2,0% de manganèse (993)84,5% de cuivre, 11,25% d'aluminium,4,25% de manganèse (994)83,25% de cuivre,10,75% d'aluminium,6,0% de manganèse L'alliage 992 présentait une température Ms de + 240° C, l'alliage 993 une température Ms de + 160° C et l'alliage 994 une température Ms de + 100° C. Tous ces alliages présentaient des propriétés de reprise thermique après déformation soit au-dessus, soit en dessous de la température Ms. Les résultats des essais sont donnés dans le Tableau XV« TABLEAU XV 30 35 Alliage 992 993 40 994 Température d' application de la déformation en °C 290 240 140 20 -196 260 210 160 60 20 -196 150 100 20 déformation résiduelle en % 3.2 3.5 3.0 2.7 2-7 3-6 3.2 3.0 3.0 3-0 3.0 3.1 3.4 3-4 O . H déformation annulée par la chaleur en % O.85 O.85 0.95 0.80 075 +C 0.25 0.4 0.45 o. 30 0.35 0.35 +c 0.30 0.30 0.45 BAD ORldlNAL 70 40692 27 2067253 Un coefficient de dilatation nul, qui a été observé à 1*origine dans \le système ternaire cuivre-aluminium-zinc, a été observé dans- tous les spécimens des alliages ci-dessus après déformation à - 196° C (cette particularité est indiquée par +C 5 dans le Tableau XV). 7) Alliages ternaires cuivre-aluminium-fer. Les limites préférées de composition pour ce systèmecsont données ci-dessous, en combinaison avec la figure 5, les quantités s'entendant en poids des divers constituants : iO (A) 87,©% de cuivre, 13,0% d*aluminium (B) 90,0% ae cuivre, 10,0% d'aluminium (Cl 84,7% de cuivre, 10,3% d'aluminium, 5,0% de fer • (D).81,7% de cuivre, 13,0% d'aluminium, 5,3% de fer Pour prôdùire des alliages présentant une structure correcte ^5 permettant: de subir une transformation martensitique, il faut que'les alliages de ce domaine soient de préférence trempés à l'èau à partir d'une température non inférieure à 900* C. ■Les alliages de ce système ternaire ont présenté des caractéristiques semblables à celles des alliages précédemment dé-2o crits, en ce sens que la résistance élastique présentait un minimum et "3.a ductilité un maximum quand la matière était déformée entre ses températures Ms et Mf. Des exemples précis d'alliages de ce système sont donnés ci-dessous , les quantités s'entendant en poids des divers consti-25 tuants. (989)86,5% de cuivre, 12,5% d'aluminium, 1,0% de fer (990)84,5% de cuivre, 12,5% d'aluminium, 8,0% de fer (991)82,25% L'alliage 989 avait une température Ms de + 300" C, l'alliage 30 990 une température Ms de + 250° C, et l'alliage 991 une température Ms de + 250° C. Les résultats des essais sont donnée sans le tableau XVI. -m- 70 40692 28 TABLEAU XVI 2067253 Alliage Température d' application de la déformation en °C déformation résiduelle en % déformation annulée par la chaleur en % 989 300 rupture - 250 2.8 1.05 20 3-2 1.70 -196 3.6 1-75 +c 990 300 4.3 1.1 250 3.6 O.85 150 3- 1 0.85 20 rupture - -196 rupture - " 991 300 3.2 .0.55 250 3.15 0.50 150 3.10 0.65 20 3.20 0.70 -196 2.0 0.35 +c 2o La présence de fer augmentait ainsi la ductilité des alliages cuivre-aluminium suffisamment pour obtenir sous tension une déformation permanente d'environ 3%. Cela était associé à un affinement de la grosseur des grains. Tous ces alliages cuivre-aluminium-fer ont présenté des pro-priétés de reprise thermique après déformation soit au-dessus, -■» soit en dessous de la température Ms. Ces alliages ont également présenté l'effet d'équivalence avec l'invar après déformation à - 196° C. 8) Alliages ternaires cuivre-aluminium-nickel. 30 Les limites préférées pour ce système sont données ci-dessous, en combinaison avec la figure 6. Les quantités s'entendent en poids des divers constituants. (A) 87,0% de cuivre, 13,0% d'aluminium (B) 90,0% de cuivre, 10,0% d'aluminium 35 (C) 84,0% de cuivre, 11,0% d'aluminium, 5,0% de nickel (D) 82,25% de cuivre,13,75% d'aluminium, 5,0% de nickel Pour obtenir des alliages présentant une structure correcte permettant à ces alliages de subir une transformation martensitique, il est préférable de tremper ces alliages à l'eau à partir 70 40692 29 2067253 d'une température non inférieure à 950° C. Les alliages compris dans ce domaine de composition présentent une ductilité relativement faible, à moins qu'ils soient déformés à des températures très basses, par exemple à - 196° C. 5 Toutefois, ils présentent effectivement des propriétés de reprise thermique après déformationrsoit au-dessus, soit en dessous de la température Ms. Un exemple d'un alliage de ce domaine de composition est celui qui contient, en poids, 84% de cuivre, 2,75% de nickelr 10 13,25% d'aluminium, et cet alliage présente une température Ms de +82° C. En utilisant la technique de courbure simple, cet alliage a manifesté des propriétés de reprise thermique dans la gamme de températures allant de - 196° C à + 120° C. Toutefois, quand on a effectué des essais correspondants à la machine 15 de traction, ce ne sont que des éprouvettes déformées à + 82° C, c'est-à-dire à la température Ms et à - 196® C qui ont donné lieu à une déformation plastique notable. Dans l'éprouvette déformée à + 82° C, la déformation maximale qu'il a été possible de réaliser a été de 4%, dont 1% représen-20 tait une déformation annulable élastiquement et 3% une déformation permanente. En chauffant au-dessus de As, on a pu annuler /■' 2,9% de cette dernière. Dans l'éprouvette déformée à - 196* C, la déformation maximale qu'on a pu produire dans l'alliage a été de 5%. Sur ces derniers, 1,6% sont été annulés élastiquement 25 lors de la suppression de la charge et 3,4% représentaient la déformation permanente. 2,5% de cette dernière ont été récupérés lors du chauffage au-dessus de As. On a également observé l'effet du type invar (c'est-à-dire la restauration entre - 196° C et + 20* C) dans cet alliage après 30 déformation à - 196° C, et cet alliage donne un autre exemple de ceux qui présentent un coefficient de dilatation effectivement nul dans cette gamme de température. Si on fait subir aux alliages de la présente invention une déformation permanente juste au-dessus de leur température Ms, 35 lors de la trempe en passant par la température Ms la matière '.-e*-. tend à se déplacer dans le sens de la déformation appliquée. Ceci s'explique de façon simple de la manière suivante. Si une bande droite de la matière est déformée par courbure inférieure ' à 90", lors de £& trempe en passant par la température Ms, la 40 matière se déforme davantage spontanément vers la position à 70 40692 30 2067253 angle droit (c'est-à-dire dans le sens de la déformation appliquée) Lors du chauffage au-dessus de As,c'est la totalité de cette déformation spontanée qui est annulée, c 'est—à—dire que la matière reprend sa forme telle qu'elle l'avait après la déformation d'origine 5 Deux alliages vont être cités à titre d'exemples. Ce sont l'alliage 515 de cuivre-zinc—silioium(dont les porportions atomiques sont:65 atjé de cuivre,30 at$ de zinc,5 at$ de silicium)qui présentait une température Ms de -=50°C,et l'alliage 508 de cuivre-zinc-aluminium (dont les proportions atomiques sont:69 at# de cui-10 vre,15 at?6 de zinc, 16 at# d'aluminium)qui présentait une température Ms de —8°C.Ces deux alliages ont été déformés à deux températures supérieures à Ms.Ces températures étaient situées dans la gamme dans laquelle la déformation a produit une pseudo-élasticité marquée (c'est-à-dire de la martensite induite par contrainte). Les résultats sont récapitulés dans le Tableau XVII» 1# TABLEAU XVTI Alliage température déforma retour élas déforma déforma- s d'application tion ap tique brus tion per -tion de la défor pliquée que en % manent e sponta mation en % en % née en % 515 Ms + 75°c 3 2.85 0.15 1.7 II 5 4.3 0.7 2.05 II 7 5-6 1.4 2.55 II 7-5* - - Mg + 25°C 5 4.7 0.3 1.35 11 7 6.4 0.6 2. 15 11 8* - 508 Mg + 33°C 4 3.4 0.6 0.45 n 6 5 1.0 1.45 n 6.5* - - Mg + 58°C 2 1.9 0.1 0.45 11 4 3.6 0.4 0.95 n 4.5* - — * déformation maximum possible avant rupture On a montré ci-dessus qu'après déformation à une température supérieure à Ms, on peut annuler par chauffage au-dessus de la température de déformation une partie de la déformation résiduelle* On estime que c'est cette part de la déformation résiduelle 40 qui est responsable du caractère directionnel qu'on observe lors 70 40692 31 2067253 du refroidissement ultérieur en dessous dé la température Ms. Par conséquent, pour que ce phénomène s'observe, il faut déformer la matière dans la gamme de température dans laquelle se produit cette forme de déformation annulable. Cette gamme de tenu» 5 pérature s * étend à peu près de Ms_ à Ms + 70° C. Dans les expériences qui ont été décrites précédemment, les résultats ont été obtenus avec des alliages ne contenant qu'une seule phasé qui se trouvait soit à l'état^5 maintenu, soit à l'état martensitique• Des expériences ont également été faites 10 sur des alliages qui ont été trempés à partir d'une température telle que la micro-structure présentait deux phases. Dans ie système cuivre-aluminium-zinc, la structure duplex pourrait être soit la structure ( °C t j* ), soit la structure ( ^+ $ )• Lés alliages présentant la structure (£-+£) étaient 15 extrêmement fragiles, cette fragilité étant dûe à la précipitation de la phase . En conséquence, il n'est pas possible, à des alliages présentant ce type de micro-structure, de manifester des aptitudes de reprise, simplement parce qu'il est extrêmement difficile de les déformer. Comme la phase est une phase riche 20 en cuivre, la précipitation de cette phase appauvrit la matrice J5 dans le cuivre, et il en résulte que la température Ms de l'ai-' liage se trouve diminuée. Un exemple de cela est constitué par un alliage contenant, en poids, 66% de cuivre, 32,25% de zinc et 1,75% d'aluminium. Quand 25 on a trempé l'alliage à partir de 900° C, il ne présentait qu* une seule phase et une température Ms de + 10° C. Toutefois, quand on l'a trempé à partir de 750° C, la structure était une structure duplex (>£+• Jr> ) et il en est résulté un abaissement de la température Ms à - 70° C. La phase "C qui constituait 50% de 30 la structure était discontinue et de forme sphérique. Cette double phase a été déformée de 3,4% à — 78° C (c'est-à-dire juste en dessous, de la température Ms). Lors du chauffage jusqu'à la température As, on a annulé 2,8% de cette déformation. Des expériences similaires ont été faites sur des alliages 35 cuivre-zinc-silicium et cuivre-zinc-étain. L'alliage cuivre-zinc-silicîum 5:15 présentait, lors de la trempe à partir de 825° C, une structure à phase unique et une température Ms de - 50° C. Quand cet alliage a été trempé à partir de 550° C, on a obtenu une structure à deux phases ( 70 40692 32 2067253 forme semblable à des baguettes représentait à peu près 50% de la matrice, et il en est résulté un abaissement de la température Ms à - 190° C'. Cet alliage a été déformé de 3,1% à - 196° C, et, lors du chauffage jusqu'à la température As, on a annulé 3% 5 de cette déformation. L'alliage cuivre-zinc-étain étudié était l'alliage 488 qui, à l'état de phase unique, avait une température Ms de - 70° C. Quand on l'a trempé à partir de 700° C, la micro-structure de l'alliazge consistait en une matrice contenant une distriêu-10 tion régulière1^ sous la forme de globules régulièrement répartis à travers la matrice. La phase ®C constituait à peu près 40% de la structure, et il en est résulté un abaissement de la température Ms à - 130° C. Cet alliage a été déformé dans l'étendue d'une gamme de températures. Les résultats sont récapitulés dans ±&le Tableau XVIII. TABLEAU XVIII 20 25 tempéra Déforma retour déforma déforma déforma ture d ' ap tion ap par élas tion per tion an tion spon plication pliquée ticité manente' nulée en tanée à de la défor en % en % en % % 2500 C mation en °C - 196 4 1.2 2.8 2.8 _ . - 115 4 1.9 2.1 1.9 O.38 - 67 4 2.6 1.4 1. 1 0.7 + 25 4 2.7 1.3 0.1 1.25 + 50 6 CO • 0 4.0 0.35 2.17 L'un des résultats intéressants de cette série d'expériences consiste en ce que la précipitation de la phasene réduit pas de façon appréciable les propriétés de reprise thermique de l'alliage tandis qu'elle augmente effectivement l'importance de la déformation spontanée * spécialement lorsque la déformation initiale a lieu bien au-dessus de la température Md. Les résultats des expériences en ce qui concerne la détermina-35 tion de l'effet de la précipitation de lâytshase sur les propriétés de reprise thermique montrent que jusqu'à au moins 50% la seconde phase a un très faible effet sur ces propriétés. En conséquence, la précipitation d'une seconde phase peut présenter 70 40692 33 2067253 des effets bénéfiques parce que : a) pour n'importe quel alliage d'une composition déterminée, on peut modifier la température Ms simplement en modifiant la quantité de la seconde phase présente : 5 b) la précipitation de la seconde phase peut conduire à des propriétés mécaniques améliorées de ces alliages. 9) Ce qui suit sont des exemples d'autres alliages contenant des composés intermétalliques, qui peuvent être utilisés avec le procédé selon la présente invention. 10 argent-aluminium contenant 6 à 10% d'aluminium argent-cadmium contenant 40 à 55% de cadmium argent-magnésium contenant 11 à 30% de magnésium argent-platine contenant 20 à 50% de platine argent-zinc contenant de 26 à 46% de zinc 15 or-aluminium contenant 4% d'aluminium or-indium contenant 10 à 12% d'indium or-magnésium contenant 6 à 15% de magnésium or-manganèse contenant 12 à 38% de manganèse or-zinc contenant 16 à 30% de zinc 20 or-cuivre contenant 70 à 80% d'or cobalt-platine contenant 12 à 30% de cobalt fer-platine contenant 16 à 30% de platine Alors que, dans les exemples donnés ci-dessus, il a été ques- * tion d'alliages binaires et ternaires, il va de soi que les al-25 liages peuvent aussiccontenir des impuretés et des constituants occasionnels. On peut, par exemple, ajouter du manganèse et du fer à des alliages cuivre-zinc, et ajouter de 1'étain et du silicium à des alliages cuivre-aluminium ou à des alliages plus complexes contenant ces éléments. Il est naturellement toujours 30 nécessaire que l'alliage ait une composition telle que la reprise thermique, telle gu'elle a été décrite ci-dessus, soit obtenue. Les propriétés dë reprise thermique que présentent les objets fabriqués conformément à la présente invention les rendent utilisables dans de nombreuses applications où un changement de forme 35 avec la température est nécessaire. C'est ainsi par exemple qu'on peut les utiliser sous la forme de tubes dans des dispositifs d'accouplement, ces tubes changeant de forme en vue de serrer deux éléments à assembler entre eux, ou sous la forme de dispositifs s sensibles à la température dans des appareils de coupure, ou enco-40 re sous la forme de ressorts. 70 40692 34 2067253 déterminés On sait que certains alliageSYBe nickel-titane, or-cadmium, or-argent-cadmium et cuivre-aluminium-nickel présentent des propriétés de reprise thermique. Dans 1*alliage cuivre-aluminium-nickel dont on sait qu'il présente ces caractéristiques, une phase $> se transforme en phase y, et il n'y a pas de transformation en martensite présentant une symétrie pseudo-cubique. L'invention ne porte pas sur un procédé de fabrication simplement par refroidissement et déformation d'objets doués de reprise thermique, exécutés en ces alliages connus. 70 40692 35 2067253 REVENDICATIONS 1) Procédé de fabrication d'un objet doué de reprise thermique caractérisé en ce qu'il comprend le refroidissement d'un alliage pris sous une première forme, et à partir d'une première température jusqu'à une température dite inférieure, ledit alliage con 5 tenant un composé intermétallique qui, au refroidissement à par* tir de la dite première température, subit une transformation par cisaillement avec formation d'une martensite lamellaire ou encore qui conserve la structure qu'il avait à la première température ou une structure ordonnée voisine quand on le refroi-10 dit à partir de ladite première température, mais se transforme alors en martensite lamellaire par cisaillement quand il est travaillé à froid, de telle sorte que la transformation ne soit pas entièrement réversible par suppression de la charge, ledit composé intermétallique présentant à l'état refroidi, un module 15 d'élasticité anormalement bas pendant l'application de la charge, à la suite de quoi on applique une déformation plastique assurant le passage à une seconde forme à la température inférieure, la température et le régime de refroidissement étant tels que, par réchauffage, l'objet reprenne au moins en partie, sa premiè-20 re forme. 2) Procédé selon la revendication 1, caractérisé en ce que l'alliage contient au moins 50% en poids de cuivre sous la forme d'un composé intermétallique et que ladite martensite présente une symétrie pseudo-cubique. 25 3) Procédé selon la revendication 2, caractérisé en ce que l'alliage contient du zinc, le reste (excepté certaines impuretés et des constituants accessoires qui peuvent être présents) étant du cuivre. 4) Procédé selon la revendication 2, caractérisé en ce que l'ai 30 liage contient de l'aluminium, le reste (excepté certaines impuretés et des constituants accessoires qui peuvent être, présents) étant du cuivre. 5) Procédé selon la revendication 2, caractérisé en ce que l'alliage contient de l'aluminium et du zinc, le reste (excepté 35 certaines impuretés et des constituants accessoires qui peuvent être présents) étant du cuivre. 6) Procédé selon la revendication 2, caractérisé en ce que l'alliage contient du zinc et de 1'étain, le reste (excepté certaines impuretés et des constituants accessoires qui peuvent être 40 présents) étant du cuivre. 70 40692 36 2067253 7) Procédé selon la revendication 2, caractérisé en ce que l'alliage contient du zinc et du silicium, le reste (excepté certaines impuretés et des constituants accessoires qui peuvent être présents) étant du cuivre. 5 8) Procédé selon la revendication 2, caractérisé en ce que l'alliage contient de l'aluminium et du manganèse- le reste accessoires (excepté certaines impuretés et des constituants qui peuvent être présents) étant du cuivre. 9) Procédé selon la revendication 2, caractérisé en ce que 10 l'alliage contient de l'aluminium et du fer, le reste (excepté certaines impuretés et des constituants accessoires pouvant être présents) étant du cuivre. 10) Procédé de fabrication d'un objet doué de reprise thermique, caractérisé en ce qu'il comprend le refroidissement d'un 15 alliage pris sous une première forme, à partir d'une première température et jusqu'à une température inférieure, cet alliage ayant une composition telle qu'elle a été donnée dans les exemples précités (excepté certaines impuretés et des constituants accessoires pouvant être présents), et ensuite la déformation 20 plastique de l'alliage avec passage à une seconde forme à la température inférieure, la température et le régime de refroidissement étant tels que, lors d'un réchauffage, l'objet reprend au moins en partie sa première forme. 11) Procédé selon l'une quelconque des revendications précé-25 dentes, caractérisé en ce que le régime de refroidissement et la température inférieure sont tels que l'alliage subit une transformation par cisaillement en une martensite lamellaire avant d'être déformé plastiquement pour prendre ladite seconde forme. 12) Procédé selon l'une quelconque des revendications 1 à 10, 30 caractérisé en ce que le régime de refroidissement et la température inférieure sont tels que l'alliage conserve sa structure de première température ou une structure ordonnée voisine à ladite température inférieure, et que la déformation plastique qui le fait passer à la dite seconde forme provoque une transforma- 35 tion par cisaillement en une martensite lamellaire. 13) Procédé selon la revendication 12, caractérisé en ce qu'après déformation le faisant passer à ladite seconde forme, l'alliage est refroidi en dessous de la température à laquelle la transformation en martensite aurait été provoquée par le seul 40 refroidissement. 70 40692 37 2067253 14) Procédé selon l'une quelconque des revendications précé-sentes, caractérisé en ce qu'il comprend une étape consistant à élever la température de l'alliage après qu'il a été déformé en ladite seconde forme, de telle sorte qu'il change de forme vers ladite première forme. 15) Objet doué de reprise thermique, caractérisé en ce qu'il est obtenu par un procédé selon l'une quelconque des revendications précédentes. 16) Appareil comprenant un objet doué de reprise thermique selon la revendication 15, caractérisé en ce que ledit objet assure son rôle dans ledit appareil en vertu de sa propriété de changer de forme afcec la température.