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Traitements thermiques du cuivreet de ses alliages

par Jean BARBERYIngénieur des Arts et Manufactures Ancien Chef du Service Métallurgie du Centre de Recherche de la société Tréfimétaux

es traitements thermiques ont pour but, d’une part, de permettre la transformation des produits en homogénéisant la composition et la structure de

fonderie et en supprimant l’écrouissage dû aux déformations à froid, d’autre part,de conférer aux produits obtenus les caractéristiques nécessaires à leur mise en œuvre et à leur utilisation, caractéristiques mécaniques, caractéristiques électriques, ou caractéristiques de tenue à la corrosion, etc.

Les traitements thermiques objets de cet article sont :

— le traitement d’homogénéisation sur l’état brut de fonderie ; — la détente ou détensionnement ; — le recuit de recristallisation ;

1. Principaux paramètres des traitements thermiques ..................... M 1 295 - 2

2. Traitements thermiques destinés à permettre la mise en forme — 22.1 Homogénéisation. Traitements thermiques et corroyage à chaud......... — 2

2.1.1 Ségrégations de fonderie................................................................... — 22.1.2 Traitement thermique d’homogénéisation....................................... — 32.1.3 Homogénéisation par corroyage à chaud ........................................ — 4

2.2 Recuits intermédiaires au cours du corroyage à froid ..... ... ... .. .. ... ... ... .. .. . — 4

3. Traitements thermiques destinés à donner au produitses caractéristiques finales................................................................... — 5

3.1 Traitement de détente ................................................................................. — 53.2 Recuit final de recristallisation ................................................................... — 5

3.2.1 Évolution de la recristallisation et de l’adoucissementen fonction des conditions de recuit................................................. — 6

3.2.2 Influence des différents facteurs sur la recristallisationet l’adoucissement.............................................................................. — 7

3.2.3 Recuit ménagé ou recristallisation partielle..................................... — 103.3 Durcissement par trempe et revenu de précipitation............................... — 12

3.3.1 Mécanisme du durcissement............................................................. — 123.3.2 Pratique industrielle ........................................................................... — 133.3.3 Principaux alliages à durcissement par précipitation.... .. .. ... ... .. .. ... . — 14

3.4 Durcissement par décomposition spinodale............................................. — 143.4.1 Mécanisme du durcissement............................................................. — 143.4.2 Pratique industrielle ........................................................................... — 153.4.3 Propriétés des alliages durcis par décomposition spinodale.

Comparaison des alliages CuNi15Sn8 et CuBe2.............................. — 163.5 Durcissement par trempe martensitique et revenu.................................. — 173.6 Effet mémoire de forme. Martensite et austénite β .................................. — 193.7 Durcissement par transformation ordre-désordre.................................... — 20

4. Conclusion ................................................................................................. — 20

L

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TRAITEMENTS THERMIQUES DU CUIVRE ET DE SES ALLIAGES __________________________________________________________________________________

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— le traitement de mise en solution, trempe, revenu durcissant par précipitation ;

— le traitement de mise en solution, trempe, revenu durcissant par décomposition spinodale ;

— le durcissement par trempe martensitique - l’effet mémoire ;

— le durcissement par transformation ordre-désordre.

1. Principaux paramètresdes traitements thermiques

Les principaux paramètres des traitements thermiques sont,pour un alliage de composition et pureté données, la températureet le temps (température maximale, durée de maintien, vitesse derefroidissement).

La température a une influence essentielle (exponentielle) sur lavitesse de diffusion à l’état solide. Une température élevée permetl’homogénéisation des compositions par réduction des ségrégationsde fonderie. Elle permet également la réduction des contraintesrésiduelles et la recristallisation. Elle permet enfin l’apparition dephases dont la nature et la composition sont précisées par lediagramme d’équilibre, outil indispensable pour comprendre cestransformations.

Sauf dans le cas où l’on veut réduire les ségrégations defonderie (§ 2.1.1), la durée de maintien du produit aux températuresélevées est, en général, peu critique, le principal problème étant alorsque le produit ait le temps d’atteindre dans sa masse la températurevisée.

Par contre, pour les températures moins élevées, un temps longet même très long est souvent nécessaire pour permettre la diffusion

et obtenir l’équilibre. De ce fait, pour les températures inférieuresà 300 oC, l’équilibre est rarement atteint.

Une vitesse très lente de refroidissement permettra à l’équilibreatteint à haute température d’évoluer en fonction du diagrammed’équilibre.

Au contraire, une grande vitesse de refroidissement ne lepermettra pas et l’on conservera à la température ambiante, à l’étatmétastable, les phases obtenues à température élevée.

Ce sont sur ces principes que sont basés la plupart des traite-ments thermiques décrits dans cet article.

Pour plus de clarté et de logique, ces traitements seront décritsdans l’ordre où ils se placent au cours de la fabrication des demi-produits ou à la suite de celle-ci.

2. Traitements thermiquesdestinés à permettrela mise en forme

2.1 Homogénéisation. Traitementsthermiques et corroyage à chaud

2.1.1 Ségrégations de fonderie

Les hétérogénéités de composition dans un alliage brut de couléedénommées ségrégations microscopiques ou macroscopiquesrésultent de vitesses de solidification élevées : l’équilibre à l’intérieurdes deux phases liquide et solide n’a donc pas le temps de s’établir.

Plus l’intervalle de solidification est grand, plus la teneur en solutévarie en passant du centre à la périphérie d’une dendrite ou d’ungrain (phénomène dit coring en anglais, et vallonnement enfrançais).

Dans le cas des cupro-nickels (Cu et Ni sont solubles en touteproportion), ce vallonnement peut atteindre ± 3 % Ni, pour unebillette coulée en CuNi30FeMn.

Dans certains bronzes (4 à 9 % Sn) ou laitons (30 à 36 % Zn),l’enrichissement du liquide en soluté peut même largement dépasser

la composition maximale d’équilibre de la phase α (25,5 % Sn ou37,5 % Zn respectivement à la température péritectique) ; il se formeainsi, lors de la solidification des dernières traces de liquide, unephase hors d’équilibre :

— phases β et même γ dans le cas des bronzes qui se décompo-sent ensuite en eutectoïde α + δ ;

— phase β dans le cas des laitons qui se transforme ensuiteéventuellement en β′ au refroidissement.

Ces phases apparaissent :— entre les dendrites primaires et aux joints des grains (ségré-

gation mineure) ;— éventuellement dans les zones de ségrégation majeure,

normale, ou inverse.

Ces régions étant les dernières solidifiées sont aussi le lieuprivilégié où se rassemblent les impuretés insolubles et où se

forment les microretassures dues au retrait lors de la solidification.D’une façon générale, les ségrégations altèrent les propriétés desalliages, ce qui rend, en particulier, très délicate et parfois impossiblela transformation à chaud, principalement en raison du risque defusion locale des zones ségrégées (brûlure).

Remarque : la conductivité thermique des alliages cuivreux, engénéral plus élevée que celle des autres alliages industriels,permet des montées en température plus rapides et desmaintiens en température plus courts.

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__________________________________________________________________________________ TRAITEMENTS THERMIQUES DU CUIVRE ET DE SES ALLIAGES


2.1.2 Traitement thermique d’homogénéisation

Le traitement d’homogénéisation consiste à réchauffer les alliagesfortement ségrégés à une température aussi élevée que possiblependant un temps suffisant, généralement de l’ordre de 24 heures,pour que, par diffusion, les composants se répartissent confor-

mément au diagramme d’équilibre.La difficulté provient du fait que l’homogénéisation n’est vraiment

efficace qu’aux températures très élevées et que celles-ci sontdangereuses pour la santé du métal car elles risquent de provoquerun grossissement exagéré du grain, toujours préjudiciable auxpropriétés mécaniques, et même une fusion locale (brûlure) enraison des ségrégations.

C’est pourquoi un tel traitement n’est appliqué, en pratique, quelorsque cela est indispensable pour permettre le corroyage à chaud.

Ainsi, ce traitement était appliqué autrefois aux alliages Cu-Ni,maillechort, cupro-béryllium, cupro-silicium, mais les progrès de latechnologie de fonderie (coulée semi-continue) ont rendu généra-lement cette opération inutile.

Ce traitement reste néanmoins nécessaire pour les bronzes de cor-royage contenant 5 % d’étain ou davantage. Même coulés en

continu, ceux-ci nécessitent une homogénéisation vers 680-720 oCpour supprimer la phase δ fragile. Malgré la coulée continue etl’homogénéisation, le laminage à chaud de tels produits (surtout lesalliages à 8 ou 9 % Sn) reste une opération délicate. Aussipréfère-t-on généralement couler en continu des bandes de faibleépaisseur (environ 12 mm), pour alléger les gammes onéreuses delaminage, homogénéiser et laminer à froid.

L’alternance des corroyages à froid et des recuits intermédiairesaméliore cette homogénéisation. La figure 1 correspond pour lebronze CuSn9P aux micrographies obtenues sur l’alliage brut defonderie et sur l’alliage homogénéisé.

Figure 1 – Homogénéisation d’un bronze CuSn9P (grossissement 500) (d’après notice CICLA)

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2.1.3 Homogénéisation par corroyage à chaud

En général, compte tenu des procédés de fusion et de couléemodernes, le traitement d’homogénéisation thermique avantcorroyage n’est plus nécessaire, l’homogénéisation et l’améliorationde la structure sont obtenues par l’ensemble des traitements thermo-

mécaniques effectués pour transformer le produit et, en premier lieu,par le corroyage à chaud classique, l’action mécanique et la tempé-rature conjuguant leurs effets.

Le laminage à chaud des plaques de fonderie est plus délicat quele filage des billettes, mais, à condition de respecter une fourchettede température (tableau 1), les grains de la structure obtenue parfonderie sont régénérés et affinés par une ou plusieurs recristal-lisations entre les passes de laminage.

Simultanément, tout réseau de phases insolubles [par exemple,Cu2O dans un cuivre Cu-a1 ou Pbdans le laiton de décolletage] est disloqué par déformation plastiqueet il en résulte une répartition fine et homogène, tandis que l’équilibrethermodynamique est favorisé par la diffusion accélérée.

Enfin il se produit une densification remarquable dans certainscas : par exemple, le laminage à chaud en cannelures d’un wire-bar

(barre à tréfiler) en Cu-a1 s’accompagne d’une augmentation dedensité de l’ordre de 95 % à 99,8 % de la valeur théorique.

En pratique le problème consiste donc à réussir les deux ou troispremières passes de laminage (ce qui peut nécessiter de réduirel’importance de ces passes), car il est rare que la plaque lâche ensuite,la santé du métal s’améliorant au fur et à mesure que progresse lecorroyage.

Dans le cas des cupro-nickels, seule l’homogénéisation de lasolution solide est à réaliser mais, pour des alliages de compositionproche d’un domaine biphasé (par exemple : CuZn30 à 36, CuSn4à 9, CuSi3Mn, etc.), le corroyage doit d’abord faire disparaître toutephase hors d’équilibre.

Notons enfin qu’il se développe parfois une fragilité intergranu-laire à chaud dans le cuivre et les alliages monophasés que l’onattribue à la ségrégation d’une impureté nuisible identifiée ou non.

La sévérité des décohésions dépend toutefois du type de défor-mation à chaud : par exemple, pour une même ébauche de fonderie,le filage peut parfaitement convenir, alors que le perçage-laminagedonnerait des fissurations inacceptables.

La soudure constitue également dans ce cas un test très sévère,des criques se produisant lors du refroidissement en raison des

contraintes de retrait.Le bismuth est, à ce sujet, une impureté exceptionnellement

insidieuse dans le cuivre et ses alliages. Même si une certaine défor-mation à chaud reste possible avec 5 g/t, il faut que la teneur enbismuth soit inférieure à 1 g/t pour éviter toute fragilité à froid.

Il faut aussi redouter comme impureté le plomb qui, pour leslaitons monophasés (jusqu’à 36 % Zn) et les cupro-aluminiums, doitrester inférieure à 200 g/t pour supprimer toute fissuration au lami-nage à chaud et même rester inférieure à 100 g/t pour permettrela soudure sans criques des alliages CuAlα .

Dans le cas des alliages CuNi à 10 ou 30 % de Ni, outre Bi et Pb,des impuretés comme Te, Se, P et S sont susceptibles de réduirela ductilité à chaud et de provoquer des criques au laminage et àla soudure.

Le remède contre ces ségrégations d’impuretés nuisibles ne

consiste pas à homogénéiser, ce qui est généralement insuffisant,mais bien plutôt à éviter d’introduire ces impuretés dans lesalliages.

2.2 Recuits intermédiairesau cours du corroyage à froid

Afin de donner au produit les dimensions souhaitées, la mise enforme commencée par corroyage à chaud est généralement suivied’un corroyage à froid.

Un tel corroyage produit trois types d’effets.

Écrouissage : la densité des dislocations croît, la résistance méca-nique et la limite d’élasticité augmentent en se rapprochant l’une del’autre, tandis que l’allongement à la rupture et la capacité de défor-

mation diminuent. (0)

Cu b 99,90 % et % IACS b 100( ) Al 8 % ( )

Tableau 1 – Températures (

o

C)

recommandées pour le corroyage (laminage à chaud), le recuit completaprès écrouissage et le recuit de détente (contraintes internes) des principaux alliages de cuivre

Métal ou alliage Corroyage (1)

Recuit complet (2)

Recuit de détente (3)

Cuivres purs : Cu-a1...Cu-c1...Cu-b1 950-750 200-650... 200-650... 250-650 150-200... 150-200... 200-250Cuivres à l’argent... au tellure 950-750... 825-725 350-650... 425-650 225-275Laitons α

: CuZn5... CuZn36 900-750... 820-720 425-600...450-600...450-650 200-250 250-350Laitons α

spéciaux : CuZn29Sn1... CuZn22Al2 780-680... 830-700 450-600... 450-650 250-350Bronzes α

: CuSn2... CuSn10 875-750... 750-650 (4) 475-650... 500-725 200-350Cupro-aluminiums α

: CuAl5... CuAl8Fe3 900-800... 925-800 550-750... 650-800 300-400Cupro-nickels α

: CuNi5... CuNi44 950-825... 1 050-950 600-825... 700-875 275-400Cupro-siliciums α

: CuSi3Mn1 875-700 475-700 250-380Maillechorts α

: CuNi10Zn27... CuNi18Zn20 925-850... 975-900 600-750... 650-800 250-350Laitons α

/

β

: CuZn40... CuZn38Sn1 750-650 450-650 200-280Laitons α

/

β

au plomb :CuZn36Pb3... CuZn40Pb3... CuZn43Pb1 775-700... 725-625... 700-600 450-650... 425-550 250-350

Cupro-aluminiums complexes :CuAl10Fe3... CuAl9Ni6Fe3Mn 950-800... 975-850 650-800... 650-850 300-400

(1) Températures en début et fin de laminage. Ainsi, pour la famille des laitonsα

, le laminage s’étale du domaine 900-750 oC au domaine 820-720 oClorsque l’on passe de l’alliage CuZn5 à l’alliage CuZn36.

(2) Large intervalle de températures, fonction de la durée du recuit (four, recuit statique, recuit en continu, etc.).(3) Intervalle de températures donné, en principe, pour une durée de traitement d’environ 1 h, mais à préciser selon le but visé.(4) Les bronzes à teneur en étain supérieure ou égale à 5 % se laminent généralement à froid (§ 2.1.2).

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Structure et texture granulaires :

les déformations micro-scopiques et macroscopiques restent homothétiques, tandis que latexture cristallographique devient de plus en plus préférentielle,surtout au-delà de 80 % de réduction (laminage ou tréfilage).

Nota : le terme de réduction

largement utilisé sur le plan international se calcule pardéfinition à partir de l’expression (

S

– s

)/

S

, S

représentant la section avant corroyage et s

la section après corroyage. Elle varie de 0 à 100 %.

Contraintes résiduelles :

il subsiste des contraintes élastiqueséquilibrées dans toute pièce ayant subi une déformation hétérogène,tout particulièrement après certains emboutissages, pliages, réduc-tions par étirage, etc.

Afin de pouvoir poursuivre la mise en forme à froid, il est néces-saire d’éliminer tous les effets du corroyage à froid et, en particulier,de régénérer une capacité de déformation élevée. Pour obtenir cerésultat, il suffit de porter le produit à une température suffisantependant un temps déterminé. C’est le recuit de recristallisationdénommé, à ce stade de la fabrication, recuit intermédiaire.

Le recuit de recristallisation a pour but la formation et la croissancede nouveaux cristaux qui modifient profondément la structured’écrouissage.

Le mécanisme de ce traitement et les facteurs qui l’influencentseront examinés plus loin dans cet article (§ 3.2), car ce sont lesmêmes que ceux du recuit final.

Il faut préciser que, pour retrouver les caractéristiques physiqueset mécaniques et, en particulier, la plasticité qu’avait le métal avantla déformation à froid, il faut en général rechercher lors du recuitintermédiaire, par une association correcte des facteurs tempé-rature et temps de maintien, le recuit complet, lequel correspondà un certain grossissement homogène des grains recristallisés(tableau 1).

La vitesse de refroidissement après recuit est généralement sansimportance. Tel n’est pas le cas cependant si le diagramme d’équi-libre révèle que les phases stables à la température de recuit ne sontpas les mêmes que celles stables à des températures moins élevées(cas de certains alliages spéciaux). Si la phase stable à la températurede recuit est une solution solide α facilement déformable à froid, ily aura intérêt à faire suivre le recuit d’une trempe afin de la conserver.Il s’agit alors de véritables trempes intermédiaires (cas des alliagesCuSnNi, CuNiSi, CuBe, etc.). Si, au contraire, la phase stable à chaudest une phase β qui peut se transformer, au cours de la trempe, enmartensite, difficile ou impossible à déformer à froid, il y aura intérêtà faire suivre le recuit d’un refroidissement lent afin d’éviter le pluspossible la formation de cette phase (cas des cupro-aluminiums à9 à 10 % d’aluminium).

Enfin, accessoirement, un recuit intermédiaire peut aussi servir :— à améliorer l’homogénéisation d’un alliage insuffisamment

corroyé à chaud (par exemple, laitons renfermant des traces dephase β) ;

— à fractionner une réduction de section trop élevée par laminageà froid et ainsi éviter l’apparition d’une texture nuisible (propriétésmécaniques anisotropes, cornes d’emboutissage, etc. : articleAptitude à l’emboutissage des tôles minces [M 695] dans ce traité).

3. Traitements thermiquesdestinés à donner au produitses caractéristiques finales

3.1 Traitement de détente

Les contraintes résiduelles résultant de l’écrouissage peuventparfois être gênantes et provoquer :

— des distorsions lors d’usinages ou découpages, résultant dudéséquilibre des contraintes résiduelles ;

— une instabilité du comportement en service de lames ou defils ressorts soumis à des contraintes permanentes ;

— une susceptibilité du métal à la corrosion sous contrainte(season cracking ) ou à la crique au feu (fissuration à chaud).

La corrosion sous contrainte résulte de la présence de contraintesinternes. Les agents corrosifs les plus dangereux sont les vapeurs

et solutions ammoniacales, les solutions de sels de mercure, certainsmétaux fondus, etc. Elle est aussi appelée corrosion saisonnière parce qu’à l’origine elle a été observée par l’armée britannique(corrosion des munitions près des écuries) à la période desmoussons où l’atmosphère humide s’enrichit en ammoniac près deslieux de fermentation. Les alliages les plus sensibles à cette corrosionsont les laitons à plus de 20 % de zinc et à un degré moindre lesmaillechorts, et à un degré moindre encore les alliages CuAl et CuSi.

La crique à chaud se produit lors d’un chauffage trop rapide depièces possédant des contraintes internes élevées. Les maillechortsau plomb (α + β) sont les alliages les plus sujets à ce phénomène,mais ce phénomène a aussi été observé pour les alliages mono-phasés CuAl et CuSn entre autres.

Le remède à tous ces problèmes consiste à éliminer lescontraintes internes par un traitement thermique approprié.

Bien entendu, le recuit de recristallisation peut être utilisé à cettefin (§ 3.2), mais il provoque également un adoucissement parfoisindésirable.

Lorsque les caractéristiques mécaniques dues à l’écrouissage finaldoivent être conservées, il faut opérer au-dessous de la températurede recristallisation, à une température et avec une dureé suffisantespour provoquer la relaxation des contraintes par microdéformationplastique locale.

De tels traitements sont généralement effectués à une températurede 200 à 350 oC (tableau 1) pour des durées de maintien de 1 à 2 het même 4 h pour des pièces épaisses (les vitesses de chauffage etde refroidissement doivent être limitées pour éviter d’engendrer descontraintes résiduelles supplémentaires).

L’efficacité d’un tel traitement peut être contrôlée par l’essai aunitrate mercureux (NF A 05-111, ISO 196, DIN 50 911, ASTM B154),ou par l’essai en vapeur ammoniacale encore plus sensible

(ISO 6957, DIN 50 916).Le traitement de détente présente également l’avantage

d’améliorer la limite d’élasticité en flexion comme le montrent lescourbes de la figure 2 relatives au bronze CuSn6P.

Ce traitement améliore également la relaxation comme lemontrent les courbes de la figure 3 relatives au bronze CuSn4P.

3.2 Recuit final de recristallisation

Dans le cas du recuit intermédiaire, le recuit complet avec uncertain grossissement des grains est généralement pratiqué afin deretrouver une grande aptitude au corroyage à froid et de permettreainsi de le poursuivre.

Dans le cas du recuit final, l’on fait appel au même mécanismede recristallisation (germination et croissance des grains), cependantl’état de livraison état recuit ne correspond pas nécessairement aurecuit complet, mais souvent à des états pour lesquels l’adoucis-sement est limité, la taille du grain étant comprise dans une four-chette précise, ou bien même la recristallisation n’étant pas achevée(recuit partiel ou recuit ménagé).

Par extension, on assimile au recuit final le dernier recuit effectuésur les produits livrés à l’état écroui. En effet, ce dernier recuit dit« de préparation » est si proche de l’état final qu’il doit souvent obéirà des règles précises (tailles de grains, degré de recristallisation) pourpermettre l’obtention après écrouissage des propriétés désirées(caractéristiques mécaniques, isotropie, etc.).

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Pour bien comprendre les possibilités offertes par le recuit final,il faut donc savoir comment évoluent à partir du métal écroui larecristallisation et l’adoucissement qui l’accompagne, lorsque l’onpousse le traitement (température - temps).

3.2.1 Évolution de la recristallisationet de l’adoucissementen fonction des conditions de recuit

Lorsque la température est suffisante, de nouveaux grains appa-raissent dans le métal écroui, à partir de germes situés dans deszones de perturbation importante, par exemple :

— des anciens joints de grains (figure 4) ;

— des bandes de déformation (figure 5) ;— des précipités.

Ces nouveaux grains ont des orientations différentes de celle desgrains déformés.

La température à laquelle ils apparaissent est dite « températurede début de recristallisation » ou simplement « température derecristallisation ».

Dans un premier temps, les grains se développent jusqu’à ce qu’ilsse rejoignent. C’est la recristallisation primaire, laquelle correspondà un adoucissement rapide (chute de la résistance à la traction R m ,de la limite d’élasticité et de la dureté Vickers HV, et remontée del’allongement à la rupture A %).

Si l’on poursuit le traitement (par exemple, en augmentant latempérature pour un temps donné), on obtient alors une croissancehomogène des grains correspondant à un adoucissement encoreplus important, quoique moins rapide. Le métal retrouve alors lescaractéristiques qu’il possédait avant la transformation à froid. Telest le cas des recuits intermédiaires.

Si l’on continue encore à augmenter la température, on provoquealors la croissance géante de certains grains qui s’accompagne d’unedétérioration de l’allongement à la rupture. Cela doit donc absolu-ment être évité. La température qui précède ce stade de détériorationde l’allongement est la température de fin de recristallisation.

Les courbes de la figure 6 traduisent l’évolution de R m , R p 0,2 , A %en fonction de la température pour du laiton CuZn33 recuit 15 minaprès une réduction de 95 %. On observe sur ces courbes la recris-tallisation primaire qui correspond à la chute rapide de R m et à lamontée rapide de A %. On observe également la chute plus lente

de R m lors de la croissance homogène du grain après la recristal-lisation primaire.

Il est d’usage de définir à l’aide de ces courbes une températureappelée « température d’adoucissement » où de « 1/2adoucissement » correspondant à la température ou R m est égaleà la valeur médiane entre celle de l’état écroui et celle de l’état recuit.

Cette température est évidemment située entre celles de débutet de fin de recristallisation.

Il faut souligner encore qu’à l’état recuit complet les caractéris-tiques mécaniques sont étroitement liées au diamètre du grainmoyen obtenu, si bien que pour un alliage donné, la taille du grainsuffit pour définir l’ensemble des caractéristiques mécaniques.

Les courbes de la figure 7 décrivent les variations des caractéris-tiques mécaniques en fonction de la taille moyenne des grains pourun laiton CuZn33 recristallisé.

Figure 2 – Amélioration de la limite d’élasticité en flexion

de l’alliage CuSn6P par un traitement de détente de 2 hà différentes températures (doc. Tréfimétaux)

Figure 3 – Amélioration de la tenue à la relaxationpar un traitement de détente (doc. Tréfimétaux)

bE

Figure 4 – Recristallisation se propageant à partir des anciens jointsde grains dans un laiton CuZn30

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3.2.2 Influence des différents facteurssur la recristallisation et l’adoucissement

3.2.2.1 Facteurs liés au recuit

Température de recuit

Elle joue le rôle primordial, vis-à-vis de la germination et de lacroissance du grain. Plus la température est élevée, plus le grain estgros, et plus l’adoucissement est important (figure 8).

Durée du recuit

Elle a une influence sur la température de recristallisation et surcelle d’adoucissement. Plus le recuit est long, et plus ces tempéra-tures sont basses (figure 9).

La durée du recuit a également une influence sur le diamètre dugrain obtenu. Mais cette influence est bien moindre que celle de latempérature (figure 10).

La durée n’est donc pas un facteur très critique pour les opéra-tions de recuit statique.

Par contre, pour les opérations de recuit au passage, le facteurvitesse de passage (donc temps) devient fondamental parce quec’est la vitesse de passage qui définit indirectement la températureatteinte par le produit.

Figure 5 – Recristallisation à partir de bandes de cisaillementdans un bronze CuSn7P recuit 1 h à 300 oC après forte réduction(doc. Tréfimétaux)

Figure 6 – Évolution de R m , R p 0,2 et A %en fonction de la température de recuit

Figure 7 – Évolution des propriétés mécaniquesen fonction du diamètre moyen des grainsd’un laiton recristallisé CuZn33

Figure 8 – Exemple d’évolution de la taille des grains recristallisésen fonction de la température de recuit (doc. Tréfimétaux)

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Vitesse de refroidissement

Elle n’a pratiquement qu’une influence négligeable sur la taille du

grain. En effet, elle ne réduit ou n’augmente que très peu la duréedu recuit à température élevée, facteur peu critique (ci-avant). Elleest donc en général sans importance.

Toutefois, la vitesse de refroidissement peut avoir un rôle essentielsur l’adoucissement dans le cas particulier de certains alliagesspéciaux où la phase stable à la température du recuit est différentede celle stable à plus basse température. Une vitesse lente permettra,en effet, de transformer la phase stable à chaud, alors qu’une vitesserapide (trempe) la conservera (figure 11) ou sera à l’origine d’unetransformation martensitique (§ 2.2, 3.3, 3.4 et 3.5).

3.2.2.2 Écrouissage préalable

Pour un métal donné, la température de recristallisation et latempérature d’adoucissement sont d’autant plus faibles quel’écrouissage préalable est plus fort.

Cela est lié au fait que les germes de recristallisation sont d’autantplus efficaces que la perturbation apportée par l’écrouissage estimportante (figure 12).

Si l’écrouissage préalable est trop faible, il n’y a d’ailleurs plusdu tout de recristallisation, d’où la notion d’écrouissage critique.

La figure 13 résume les variations des températures de début etfin de recristallisation en fonction des taux d’écrouissage et de ladurée du recuit (laiton CuZn33).

Figure 9 – Influence de la durée de recuit à 350 et 650 oCsur la dureté Brinell d’un laiton CuZn22Al2 préalablement écroui(réduction 48 %) (doc. Tréfimétaux)

Figure 10 – Exemple d’évolution du diamètre du grainen fonction de la température pour divers temps de recuit(doc. Tréfimétaux)

Figure 11 – Influence de la vitesse de refroidissementsur les proportions et la répartition des phases(sombre) dans un laiton CuZn39Pb2 (doc. CICLA)

(clair) et

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L’écrouissage préalable a également une influence importante surla taille du grain obtenu en fin de recristallisation primaire(figure 14).

Cela est logique, car plus la déformation à froid augmente, plusles défauts du réseau cristallin sont importants, et plus le nombrede germes de recristallisation sera grand.

Dans ce cas, les nombreux germes ont peu d’espace pour croîtreavant de rencontrer leurs voisins et la fin de la recristallisationprimaire sera caractérisée par de petits grains équiaxes.

En pratique, pour obtenir des grains très fins relativementhomogènes, il faut d’abord effectuer une réduction élevée, depréférence sur une ébauche déjà à grains fins (≈ 20 à 25 µm).

Ensuite, la température de recuit doit être bien ajustée pourreproduire l’état juste recristallisé (fin de recristallisation primaire)en tenant compte de ce qui précède, c’est-à-dire du fait que latempérature de recristallisation est d’autant plus abaissée que laréduction préalable est élevée.

Cependant l’écrouissage tendant vers une limite pour les plusfortes réductions accessibles, il est en pratique très difficile d’obtenirdes grains recristallisés de diamètre inférieur au micromètre.

Au contraire, dans les rares cas où un allongement très élevé est

essentiel – chaudronnages ou emboutissages profonds sur tôlesépaisses –, on peut obtenir des grains de 250 µm par exemple, enassociant une réduction modeste et une température de recuitélevée.

La figure 15 correspond aux grains obtenus en fonction desconditions de recuit pour le laiton CuZn33.

3.2.2.3 Facteurs liés à la composition du métal

La composition (additions, impuretés) a une influence sur lesmécanismes de recristallisation et donc sur la température de recris-tallisation et sur la taille du grain obtenu.

Éléments d’addition

Ils modifient la température d’adoucissement, comme la taille dugrain obtenu pour une température donnée.

L’influence de l’addition dépend de sa nature et de sa concen-tration. La figure 16 montre l’influence de la teneur en zinc et dela température de recuit sur la grosseur du grain des laitons pourun maintien de 30 min avec réduction préalable de 80 %.

Il est nécessaire d’adapter les conditions du recuit à chaquenuance d’alliage.

Impuretés et rétention d’écrouissage

Qu’elles soient sous forme de précipités ou en solution solide, ellestendent, d’une façon générale, à retarder la recristallisation, et doncà augmenter la température de recristallisation (et la températured’adoucissement), et à freiner la croissance du grain. C’est le phéno-mène appelé rétention d’écrouissage.

Figure 12 – Influence du taux de réduction (donc de l’écrouissage)sur la température d’adoucissement du cuivre OFHC(oxygen free high conductivity) (recuit 30 min) (doc. Tréfimétaux)

Figure 13 – Variations des températures de débutet fin de recristallisation en fonction du taux de réductionet de la durée du recuit : laiton CuZn33 (doc. Tréfimétaux)

Figure 14 – Schéma illustrant l’influence de l’écrouissage préalablesur la recristallisation primaire (doc. Tréfimétaux)

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La figure 17 illustre le rôle des impuretés en solution solide dansl’adoucissement des cuivres Cu-a1 et Cu-a2.

L’influence de ces impuretés en solution solide est variable etcertains éléments comme : Zr, Cd, Sn, P, Ag augmentent plus qued’autres la température d’adoucissement du cuivre (figure 18).

Cet effet est recherché pour certaines applications, par exemple,dans le cas des bandes minces pour ailettes de radiateurs d’auto-mobile, ou dans le cas des leadframes ou autres produits pourconnectique et électronique qui, utilisés à l’état écroui, ne doiventpas s’adoucir lors du brasage servant à les assembler.

Les précipités peuvent également retarder la recristallisation ducuivre. Ils peuvent freiner la croissance des grains en entravant ledéplacement des parois des cellules au tout début de la germination,ou même le déplacement du joint en mouvement.

Dans la majorité des cas, ce retard reste limité et l’homogénéitéde dimension des grains dépend de la bonne répartition desprécipités.

Si les précipités ont la taille et la répartition adéquates, le blocagede la recristallisation peut être quasi total, et la températured’adoucissement est relevée considérablement jusqu’à 850 - 900 oC.

Tel est le cas, tout à fait exceptionnel, des cuivres avec fine

dispersion d’oxydes (alumine, oxyde de titane, etc.). La figure 19rend compte de ce phénomène pour le cuivre avec dispersiond’alumine comparé au cuivre Cu-a1.

3.2.3 Recuit ménagé ou recristallisation partielle

Dans la fabrication des produits corroyés courants comme leslaitons, il existe deux méthodes pour obtenir des caractéristiquesmécaniques (R m , HV) déterminées, plus élevées que celles de l’étatrecuit.

Réaliser un recuit complet avec un grain de diamètre moyen(environ 40 µm par exemple), puis effectuer quelques passes à froidjusqu’à l’obtention de R m (ou HV) recherché : c’est la technique classique encore très fréquemment utilisée aujourd’hui.

Figure 15 – Grosseur du grain en fonction de l’écrouissageet de la température de recuit pour des maintiens de 6 hdans le cas d’un laiton CuZn33 (doc. Tréfimétaux)

Figure 16 – Influence de la teneur en zinc et de la températurede recuit sur la grosseur du grain d des laitons (doc. Tréfimétaux)

Figure 17 – Influence de la pureté sur la températured’adoucissement du cuivre (doc. Tréfimétaux)

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Effectuer un écrouissage final important (par exemple,réduction 80 %) et effectuer ensuite un recuit limité, dans desconditions de température et de durée qui correspondent soit à laformation d’une structure mixte plus ou moins partiellement recris-tallisée, soit même aux tout premiers stades de la recristallisation,selon les valeurs de R m et HV recherchées. C’est la technique durecuit ménagé, technique plus récente que la précédente.

Nota : pour certains métaux, tel l’aluminium, la recristallisation est précédée dansl’échelle des températures et des temps d’une restauration (élimination des défautscristallins) correspondant à un premier adoucissement (baisse de R m) sans modificationapparente de structure ni gain notable de ductilité. Cette restauration est pour ces métauxle premier stade du recuit ménagé. Dans le cas des alliages de cuivre, alliages dits à faibleénergie de faute d’empilement, la restauration ne se produit pas.

Les deux méthodes précédemment exposées ne sont pas équiva-lentes tant sur le plan de la réalisation pratique que sur le plan del’ensemble des caractéristiques mécaniques obtenues.

Réalisation pratique : si nous considérons les courbes des carac-téristiques mécaniques obtenues (R m , R p 0,2 , A %) en fonction de latempérature de recuit (figure 6 p. 7), on constate que le recuitcomplet correspond à une région où les pentes de ces courbes [et enparticulier la pente de la courbe R m = f (température de recuit)] sontrelativement faibles. En conséquence, pour la première méthode ditetechnique classique, les caractéristiques mécaniques souhaitéesaprès recuit de préparation sont relativement faciles à obtenir et nenécessitent que des fours de précision standard.

Au contraire, la région de la courbe R m = f (température de recuit)correspondant à la recristallisation partielle est très pentue, ce quisignifie que le moindre écart de température entraîne une grandevariation de R m .

Le recuit ménagé nécessite donc les fours modernes très précistels les fours à convection (soit fours à passage à convection, soitfour du type cloche avec circulation d’atmosphère protectrice). C’estpourquoi ce procédé est d’application relativement récente.

Résultats obtenus : pour la même résistance à la traction R m , lerecuit ménagé conduit à des valeurs de A % plus élevées et à desvaleurs de R p 0,2 plus basses que celles obtenues par la techniqueclassique de recuit - écrouissage. Cela est avantageux pour lesopérations sévères de pliage, formage, etc.

Figure 18 – Influence de faibles additions de quelques éléments sur la température d’adoucissement du cuivre écroui (doc. Tréfimétaux)

Figure 19 – Effets comparatifs d’un recuit sur la dureté Vickersdu cuivre Cu-a1 et du cuivre-alumine (doc. Tréfimétaux)

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Au contraire, la méthode classique recuit - écrouissage final estpréférable pour l’obtention de bandes pour ressorts, pour lesquellesune haute limite d’élasticité est une qualité essentielle procurant unemeilleure tenue à la fatigue.

Les tableaux 2 et 3 donnent les propriétés mécaniques comparées(R m et A %) d’alliages cuivreux à différents états obtenus par les deux

méthodes (maillechort CuNi10Zn25 et bronze CuSn5P). (0)

(0)

3.3 Durcissement par trempeet revenu de précipitation

3.3.1 Mécanisme du durcissement

Pour qu’un alliage puisse présenter un durcissement par précipi-tation, il faut, essentiellement, que la solubilité d’équilibre del’élément d’addition augmente fortement avec la température.

Cet élément d’addition peut être un élément simple comme Zr,Cr, Fe, Be, il peut être également un composé. Par exemple, desadditions en proportions stœchiométriques de Ni et Si (tous deuxséparément solubles dans le cuivre) conduisent à un alliagepseudo-binaire, durcissant par la précipitation de Ni2Si.

Soit, par exemple, le système cuivre-chrome dont la figure 20représente une partie du diagramme d’équilibre. Au-dessus de1 000 oC un alliage à 0,4 % de chrome est une solution solide α à0,4 % de chrome dans le cuivre, tandis qu’à 20 oC il est constitué àl’équilibre d’un mélange de solution solide à 0,02 % et de précipitésde chrome.

Mais la transformation α0,4 → α0,02 + Cr demande d’autant plusde temps que la température est basse. Si, après maintien au-dessusde 1 000 oC, l’alliage est refroidi brusquement (par exemple, partrempe à l’eau), la transformation ne peut pas se produire, et l’onconserve à la température ambiante, à l’état métastable, la solutionsolide α0,4 homogène.

On dit que l’alliage est trempé (ou aussi hypertrempé ). S’agissantd’une solution solide, l’alliage est alors ductile, et sa conductivitéélectrique est relativement basse (35 % IACS pour l’alliage CuCr) ;rappelons à ce sujet qu’un cuivre est d’autant plus conducteur qu’ilcontient moins d’éléments en solution (article Propriétés du cuivre et de ses alliages [M 430] dans le présent traité).

Dans le cas des alliages cuivreux, ces solutions solides sontmétastables et ne se modifient pas spontanément comme dans lecas de certains alliages d’aluminium qui vieillissent naturellement.Il faut donc effectuer un traitement thermique de revenu pour obtenirce vieillissement (aging) à une température moyenne juste suffisantepour que le retour à l’équilibre tende à s’effectuer (475 oC pendant3 à 4 heures pour l’alliage CuCr).

Dans un premier temps, les atomes en sursaturation dans la solu-tion solide s’accumulent dans de petits domaines appelés zones GP

(Guinier Preston) et se répartissent le plus souvent sur certains planscristallographiques préférentiels.

Tableau 2 – Intérêt des états recuits ménagéspar rapport aux états écrouis :

cas d’un maillechort CuNi10Zn25

À allongement égal

État écroui Recuit ménagé

A R m R m

(%) (MPa) (MPa)

8 590 79516 430 60042 390 440

À résistance égale

R m A A

(MPa) (%) (%)

795 6,5 8600 8 18440 12 41

Tableau 3 – Intérêt des états recuits ménagéspar rapport aux états écrouis : cas de l’alliage CuSn5P

À allongement égal

État écrouiÉtat recuitménagé

A R m R m (%) (MPa) (MPa)

7 645 78516 490 61025 430 51040 390 440

À résistance égale

R m A A

(MPa) (%) (%)

630 8 15530 13 24460 20 34390 40 49

Rappel : la conductivité relative C (% IACS) est le pourcentagede conductivité du matériau considéré par rapport à un cuivre de

référence de résistivité :ρ 20 = 1,724 1 × 10–8 Ω · m (conductivité 58,0 MS)

Figure 20 – Diagramme d’équilibre cuivre-chrome (d’après M. Hansen

Aufbau der Zweistofflegierungen 1936 et W.R. Hibbard, F.D. Rosi, H.T. Clark et

R.I.D. Herron, trans. Amer. Soc. Min. Met. Eng., Inst. Met. Div., 1948 175-283)

C 1,724 1

ρ

µΩ

cm

⋅( )

---------------------------------

100×=

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M 1 295

− 13

Ces premières zones ont la structure de la solution mère, elles sontcohérentes avec le réseau cristallin, mais en raison des différencesde diamètres atomiques, elles constituent des perturbations localesqui provoquent un durcissement plus ou moins important selon lesalliages, le durcissement maximal étant obtenu dans le cas del’alliage CuBe2. À ce stade, la solution solide tendant à perdre

l’élément d’addition, la conductivité électrique s’améliore trèsrapidement (88 % IACS dans le cas de l’alliage CuCr).

Dans un second temps,

si le revenu est poursuivi et surtout si latempérature est légèrement relevée, les atomes s’organisent envéritables précipités qui subissent une coalescence, perdent peu àpeu leur cohérence avec la matrice en devenant d’ailleurs visibles aumicroscope optique. À ce stade dit de surrevenu

, le durcissementdiminue, et les propriétés de l’alliage tendent vers celles de l’alliageà l’état recuit.

Au contraire, la conductivité électrique continue à augmentertant que n’est pas atteinte la température de mise en solution.

3.3.2 Pratique industrielle

En pratique industrielle, le traitement thermique comporte troisétapes essentielles :

— la

mise en solution

(solution annealing)

généralement entre750 et 1 000 o

C selon l’alliage ;

— la trempe (T) à l’eau, à l’huile ou par un gaz comprimé froid,qui suit immédiatement la mise en solution, pour retenir la solutionsolide jusqu’à la température ambiante ;

— le revenu durcissant

(R) appelé aussi vieillissement

(aging)

ou

traitement de précipitation,

généralement entre 300 et 500 o

Cselon les alliages, pour des durées de 30 min à 4 h.

Le réglage de ce revenu n’est pas unique et, en faisant varier lesconditions, on peut obtenir le compromis désiré entre dureté,allongement à la rupture et conductivité électrique.

Généralement, on pratique également un écrouissage (E) par lami-nage ou étirage entre la trempe (T) et le revenu (R) et l’on obtientl’état TER. Cet écrouissage favorise une précipitation plus rapide, fine

et dense, et ajoute ses propres effets à celui du durcissement parprécipitation.

Pour certains alliages de caractéristiques mécaniques moyennesou faibles, l’état TRE est également utilisé. À dureté égale, l’état TREconduit à une limite d’élasticité plus élevée que celle obtenue à l’étatTER, mais l’allongement à la rupture est réduit.

D’autres traitements plus complexes ont été étudiés et envisagés ;TERE, TERER, par exemple...

Du point de vue technologique, il faut préciser les points suivants.

a

) La mise en solution et la trempe

(T) des bandes et fils s’opèrentavantageusement dans des fours à passage sous atmosphèrecontrôlée. La convection n’est pas indispensable, compte tenu durayonnement important à ces températures. La température de miseen solution est choisie aussi élevée que possible pour assurer unesursaturation maximale après trempe.

En pratique, la limite supérieure est dictée par les risques debrûlure (fusion locale) ou de grossissement inacceptable des grains.Elle dépend fortement de l’alliage (par exemple, 780 o

C pour leCuBe2 et 1 000 o

C pour l’alliage CuCr).

Toutefois, certains alliages admettent d’être trempés sur chaleur

de laminage ou de filage (cas de l’alliage du CuFe par exemple). Cettesolution économique n’assure cependant une bonne retenue de lasolution solide α

homogène que dans les cas où la température defin de laminage (ou de filage) est encore suffisamment élevée,c’est-à-dire dans le cas où ces opérations ont pu être menées trèsrapidement, ce qui implique de disposer d’installations moderneset performantes.

Certains alliages comme CuCoBe, CuCr, CuZr et, à un moindredegré, Cu-Ni-Si subissent à la température de mise en solutionprécédant la trempe une oxydation sélective de l’élément d’alliageau-dessous de la surface. Cette oxydation sous-cutanée

, qui peut êtretrès profonde, est très difficile à éviter, même dans les atmosphèresprotectrices de gaz brûlés. On doit utiliser des atmosphères de fours

particulières (par exemple, N

2

ou N

2

+ H

2

), et l’on effectue généra-lement aussi un traitement de surface énergique (décapage profond,brossage, etc.).

D’autres alliages et, en particulier, CuBe2 présentent un oxydesuperficiel abrasif qu’il convient d’éliminer par décapage soigné pouréviter l’usure des filières, des outils de découpe, etc.

b

) L’

écrouissage

(E) doit être adapté au mode de livraison prévu.

Dans le cas des alliages durcissant très fortement au revenu(comme CuBe2), le métal est souvent livré à l’état T ou TE, car cetétat permet beaucoup mieux le façonnage des pièces que l’état TER.

Le façonnier (ou l’utilisateur) effectue ensuite lui-même le traite-ment de revenu durcissant sur les pièces.

Dans ce cas, l’écrouissage à effectuer en usine dépendévidemment de la complexité de la mise en forme, mais il devratoujours être le plus élevé possible compte tenu de cette complexité,

cela non seulement pour obtenir les meilleures caractéristiquesmécaniques possibles après revenu, mais aussi et surtout pourhomogénéiser les contraintes de trempe et réduire les distorsionslors du revenu.

Dans le cas courant des alliages conservant après revenu unecertaine ductilité, et même parfois dans le cas de l’alliage CuBe2,l’utilisateur peut se procurer le métal revenu en usine (état TER ou

mill-hardened

). L’avantage pour l’utilisateur réside dans le fait qu’iln’a aucun traitement thermique à effectuer. Mais, en contrepartie,il faut souvent consentir à un certain sacrifice sur les propriétésmécaniques finales, afin de pouvoir effectuer la mise en formeaprès revenu. Dans ce cas, l’écrouissage effectué en usine seragénéralement un écrouissage standard élevé. C’est le réglage durevenu final en usine qui permettra d’obtenir l’état définitif désiré,compromis entre la dureté, l’allongement et la conductivitéélectrique.

c

) Le revenu durcissant

est une opération dans laquelle latempérature joue le rôle essentiel, la durée n’étant pas en généraltrès critique.

Le revenu ne peut généralement pas être exécuté correctementdans les fours à rayonnement classiques. En effet, aux températuresde revenu, le rayonnement est trop faible pour permettre d’obtenirune température précise et homogène. Mieux vaut donc opérer soitdans un four ventilé (convection forcée), soit dans un four à bainde sels fondus.

Le réglage de revenu peut ne pas correspondre au durcissementmaximal.

Si la température est inférieure à celle du durcissement maximal,on dit que l’on opère en sous-revenu

. Si elle est supérieure, on ditque l’on opère en surrevenu

.

Lorsque la conductivité électrique est importante pour l’utilisation,

il vaut toujours mieux éviter le sous-revenu, et si une certaine limi-tation de R

m

et HV est admissible, on opère alors en surrevenu. Celas’explique par le fait que la conductivité électrique, faible ensous-revenu, s’élève lorsque l’on poursuit le traitement, et qu’ellen’atteint son maximum qu’en surrevenu (§ 3.3.1), la solution solidedevenant de moins en moins chargée en éléments d’additiondissous.

Les courbes relatives aux caractéristiques mécaniques et élec-triques en fonction de la température et de la durée du revenupermettent de faire le réglage du traitement en fonction du butrecherché.

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Le revenu de durcissement par précipitation s’accompagne d’unecontraction, laquelle peut varier en fonction des contraintes dues àla trempe, du sens de laminage, de l’écrouissage. Cette contractionpeut créer des distorsions. Dans le cas de l’alliage CuBe2, lacontraction peut atteindre 0,2 % linéaire (soit 0,6 % en volume) etles distorsions sont particulièrement à craindre lors du revenu des

bandes minces et des barres à l’état faiblement écroui. Il a été indiquéprécédemment (b ) que le premier remède consiste à toujourspratiquer, entre la trempe et le revenu, l’écrouissage maximal admis-sible. Si ce remède est insuffisant, le revenu peut être fait sousconformateur (ou mini-presse) pour maintenir la forme désirée.

3.3.3 Principaux alliages à durcissementpar précipitation

Nota : le lecteur se reportera utilement à l’article Propriétés du cuivre et de ses alliages [M 430] dans le présent traité.

Le tableau 4 donne les compositions et caractéristiques dequelques alliages parmi les plus utilisés.

Remarquons qu’à l’état TER les alliages les plus durs ont uneconductivité électrique qui, tout en restant bonne, est la moins élevée

de cette famille d’alliages. Tel est le cas du CuBe2, dont l’intérêt résidedans le fait que ses caractéristiques mécaniques égalent oudépassent celles de certains aciers à ressort, et cela avec uneconductivité électrique (25 % IACS) nettement supérieure à celle deces aciers et un module d’élasticité plus bas. Cet alliage est doncparticulièrement intéressant pour la réalisation de ressortsconducteurs, par exemple, en connectique et aussi pour la réalisationd’appareils de mesure. Les caractéristiques mécaniques de l’alliageCuBe2 aux différents états ont été données dans ce traité (articleDonnées numériques sur le cuivre et ses alliages . Cuivre et alliages industriels corroyés [M 433]). Les courbes de la figure 21 indiquentla limite d’élasticité en fonction de l’écrouissage et des conditionsde revenu.

Inversement, les alliages les moins durs sont aussi les plusconducteurs : tel est le cas des alliages CuZr et de l’alliageCuFe0,1P0,03. L’intérêt de ces alliages tient, outre leur conductivitéégale à 90 % de celle du cuivre pur, au fait que, grâce aux précipitésfinement dispersés, ils retiennent l’écrouissage dans des domaines

de température (300 à 450 oC) où le cuivre pur se recuit. Ils sont donccouramment utilisés à la place du cuivre non allié, lorsque desélévations de température, comme la brasure, sont à prévoir. Tel estle cas des applications électroniques. Notons également, dans cettecatégorie, les bonnes performances de l’alliage CuCr0,8.

Entre ces deux extrêmes, des alliages comme CuCo2,5Be0,5 et

CuNi2,5Si0,6, moins coûteux que le précédent, correspondent à descaractéristiques mécaniques et à une conductivité moyennes etconstituent de ce fait de bons compromis pour de nombreux usages,en particulier dans les domaines de la connectique et de l’électro-nique. À titre d’exemple, les courbes de la figure 22 représententla dureté et la conductivité électrique obtenues pour l’alliageCuNi3,2Si0,7 en fonction de la température de revenu (traitementde 2 h après trempe et réduction très importante de 90 %).

La figure 23 correspond à la structure de l’alliage CuNi3,2Si0,7 àl’état revenu.

3.4 Durcissement par décompositionspinodale

3.4.1 Mécanisme du durcissementL’alliage binaire CuTi4 et divers alliages CuNiX (où X = Cr, Co, Fe,

Mn, ou Sn) et en particulier l’alliage CuNi15Sn8 subissent undurcissement très important par mise en solution, trempe et revenu,mais le mécanisme de ce durcissement diffère de la précipitationclassique par germination et croissance (§ 3.3).

Ces alliages présentent un domaine de non-miscibilité vers 600 oCet au-dessous, et sont sujets, à la température de revenu, à unedécomposition dite spinodale en deux phases de même structure(cfc) mais de paramètres suffisamment différents pour créer descontraintes de cohérence responsables du durcissement.

C’est au niveau de la microstructure (au grossissement de 60 000à 80 000) qu’une décomposition spinodale se reconnaît parl’arrangement des deux phases en domaines géométriques (carrés,rectangles, etc.) d’un ordre de grandeur de 20 nm. (0)

Tableau 4 – Propriétés électriques et mécaniques des alliages de cuivreà durcissement par précipitation les plus courants (état corroyé)

Alliage(composition type)

C (% IACS)(1)

Températures

Propriétés à l’état TER (2)Précipité d’équilibre

miseen solution

trempe

revenu

min. max.R m A (3) HV C

(oC) (oC) (MPa) (%) (% IACS)

Cu - 1,8 % Be - 0,4 % Co ou Ni 17 32 780 320 1 350 3 390 25 Phase γ

Cu - 2,5 % Co - 0,5 % Be 22 58 940 460 800 6 250 52 Composé (Co, Cu) Be

Cu - 2,5 % Ni - 0,6 % Si 17 45 920 460 650 8 220 42 Composé Ni2SiCu - 1,0 % Cr 35 88 980 460 530 6 185 82 Élément CrCu - 0,15 % Zr 70 98 925 440 440 14 155 88 Composé Cu3ZrCu - 2,3 % Fe - 0,1 % P 40 65 (4) 550 390 15 150 60 Élément Fe (α)Cu - 0,1 % Fe - 0,03 % P 66 95 (4) 350 370 9,5 123 92 Composé Fe2P

(1)

avec ρ 20 (µΩ · cm) résistivité électrique de l’alliage à 20 oC.(2) L’écrouissage correspond à une réduction de 50 % par laminage à froid.(3) A (%) sur 50 mm.(4) Il s’agit d’un refroidissement accéléré en fin de laminage à chaud (θ = 900 oC → 650 oC).

C % IACS( )1,724 1ρ

20

---------------------

100×

=

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M 1 295

− 15

L’étude fine par diffraction X des tout premiers stades de ladécomposition permet de caractériser le développement graduel

dedifférences périodiques de composition d’amplitude croissantejusqu’à résolution microstructurale (figure 24

).

3.4.2 Pratique industrielle

En pratique industrielle, pour l’alliage CuNi15Sn8, le traitementde mise en solution est effectué à la température de 850 o

C. Lerefroidissement est effectué par trempe (T) afin de conserver lasolution homogène stable à haute température. L’alliage est alorstrès ductile.

Cette trempe est éventuellement suivie d’un écrouissage (E) plusou moins élevé selon l’état désiré.

Le durcissement est obtenu par revenu (R) à une température de370 ou 360 o

C (pour l’état le plus écroui) pendant 2 h. Le durcis-sement cumule l’effet de la décomposition spinodale avec celui del’écrouissage. Les courbes de la figure 25

indiquent la limite d’élas-ticité en fonction de l’écrouissage et des conditions du revenu.

L’alliage peut être livré à l’état T ou TE, la conductivité du métalpermettant alors à l’utilisateur une mise en forme aisée de sespièces. Mais l’utilisateur doit alors effectuer ensuite lui-même lerevenu, ce qui nécessite de pouvoir disposer d’un four à tempéra-ture parfaitement régulée (four ventilé par exemple).

L’alliage peut aussi être livré à l’état revenu en usine (TER)dénommé en anglais mill-hardened , l’utilisateur n’ayant alors aucuntraitement thermique à effectuer. Mais, dans ce cas, le durcissementdoit être limité afin de permettre le façonnage des pièces. Les états

mill-hardened

ne sont donc vraiment intéressants que pour lespièces de forme simple.

Figure 21 – Variation de la limite d’élasticité R

p

0,2

de l’alliage CuBe2 en fonction de la température et de la durée de revenu

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M 1 295

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3.4.3 Propriétés des alliages durcispar décomposition spinodale. Comparaisondes alliages CuNi15Sn8 et CuBe2

Les alliages durcis par décomposition spinodale, et en particulierl’alliage CuNi15Sn8, rivalisent avec les meilleurs alliages durcis par

précipitation comme le CuBe2 :— après revenu, les caractéristiques mécaniques sont voisines,égalant celles des aciers pour ressorts (

R

m

≈

1 200 MPa, HV 350 à400) ;

— leur mise en œuvre relève, comme décrit précédemment(§ 3.3.2), des mêmes techniques ;

— ils possèdent, les uns et les autres, les propriétés des alliagescuivreux, c’est-à-dire, en particulier :

• module d’Young inférieur à celui des aciers, ce qui permet laréalisation d’appareils de mesure précis,

• amagnétisme,• bonne tenue à la corrosion,• possibilité de brasure tendre (applications en électronique et

en connectique).

Toutefois ces deux types d’alliages se distinguent sur les quelquespoints suivants :

Avantages des alliages à durcissement structural (CuBe2)

La conductivité électrique est nettement plus élevée :92 % IACS pour CuFe0,1 P0,0390 % IACS pour CuCr0,865 % IACS pour CuFe2,455 % IACS pour CuNi3,2 Si0,735 % IACS pour CuBe2

et seulement 7 à 8 % IACS pour CuNi15Sn8.

Cela est dû au fait que la précipitation élimine de la matrice d’addi-tion durcissante, alors que dans le cas du durcissement pardécomposition spinodale les deux solutions restent riches en nickel(ou en titane).

R

m

, R

p

0,2

et HV dans le cas de CuBe2 sont un peu plus élevésque pour CuNi15Sn8 (comparer à ce sujet les courbes des figures 21

et 25 relatives aux limites d’élasticité).

L’élaboration du lingot est effectuée par les procédés classiquesde fonderie (fusion, coulée), alors que l’élaboration des alliagesCuNiSn nécessite de faire appel à la métallurgie des poudres.

Figure 22 – Exemple de courbes de revenupour l’alliage CuNi3,2Si0,7 : variations de la dureté HV et du % IACSen fonction de la température pour un revenu de 2 haprès une trempe et réduction de 90 % (doc. Tréfimétaux)

Figure 23 – Structure de l’alliage CuNi3,2Si0,7 à l’état TER(revenu à 550 o

C) : microscopie électronique à transmission

(doc. Tréfimétaux)

Figure 24 – Alliage CuNi37,5Mn37,5 : structures à l’état durcipar décomposition spinodale

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Avantages des alliages durcissant par décomposition spinodale(CuNi15Sn8)

— L’élaboration de ces alliages ne pose pas de problèmesd’hygiène, alors que l’élaboration de CuBe2 nécessite en fonderieou lors des opérations d’abrasion intense (brossage, etc.) desprécautions particulières (aspirations).

— Le traitement thermique de mise en solution et de trempe estmoins critique que pour les alliages à durcissement par précipitation.

— Les formes géométriques sont plus stables lors du revenu

durcissant. L’absence de distorsions provient du fait que ladécomposition spinodale ne provoque pas de contraction notable(contrairement au cas de l’alliage CuBe2).

— La tenue à la relaxation est meilleure aux températuresmoyennes (200 - 250 o

C par exemple).

— Les caractéristiques mécaniques et électriques aux tempéra-tures moyennes (200 - 250 o

C) sont plus stables.

Les figures 26

et 27

et les tableaux 5

et 6

illustrent les propriétéscomparées des alliages CuNi15Sn8 et CuBe2.

3.5 Durcissement par trempemartensitique et revenu

Dans certains alliages, la solution solide β

, stable à températureélevée, ne peut être conservée intégralement au-dessous d’unecertaine température M

s

et subit lors d’une trempe une transfor-mation martensitique s’accompagnant d’un net durcissement.

En pratique, ce traitement n’est utilisé pour optimiser lespropriétés mécaniques que dans le cas de certains cupro-alumi-niums biphasés ou polyphasés de composition 9 à 11,5 % d’alumi-nium avec addition éventuelle de 0 à 5 % de Ni et/ou Fe, et 0 à 1,5 %de Mn, essentiellement sous forme de pièces moulées ou forgées.

La phase β

obtenue par chauffage entre 900 et 1 000 o

C (selon lesalliages) est cubique centrée. Elle se transforme lors de la trempepar cisaillement quasi instantané en martensite β monoclinique outriclinique, ou pour de plus fortes teneurs en Al (Al > 13 %) enmartensite hexagonale ou orthorhombique ordonnée. Cesmartensites sont dures et fragiles.

Aussi un traitement de revenu est-il généralement effectué pourfaire précipiter de la phase α

, et augmenter la résilience et la ductilité(figures 28

a

, b

et c

).

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Figure 25 – Courbes de revenu de l’alliage CuNi15Sn8 : variations de la limite d’élasticité R

p

0,2

en fonction de la température et de la durée du revenu (doc. Tréfimétaux)

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On préfère généralement, surtout dans le cas des cupro-aluminiums sans nickel, les revenus au-dessus de 560 o

C parcequ’au-dessous le revenu pourrait conduire à la formation d’eutec-toïde α

+ γ

2

, source potentielle de fragilisation et de problèmes decorrosion (par exemple, désaluminisation dans l’eau de mer) (article

Propriétés du cuivre et de ses alliages

[M 430] dans le présenttraité).

Le tableau 7

donne les caractéristiques mécaniques de l’alliageCuAl11Fe4Ni4 brut de fonderie, après une trempe à partir de 920 o

Cet un revenu à 620 o

C.

Tableau 5 – Alliages CuBe2 et CuNi15Sn8 : comparaison des caractéristiques mécaniques après revenu

État CuBe2 CuNi15Sn8

R

m

(MPa) (1)

HV

R

m

(MPa) (2)

HV

Revenu sur trempé 1 140 à 1 340 350 à 400 720 à 930 275 à 350

Revenu sur 1/4 dur 1 210 à 1 410 365 à 415 830 à 1 010 290 à 365

Revenu sur 1/2 dur 1 280 à 1 480 375 à 420 900 à 1 060 315 à 390

Revenu sur dur 1 310 à 1 520 385 à 430 1 000 à 1 190 335 à 410

(1) D’après norme ASTM B 194.(2) D’après norme ASTM B 740.

Tableau 6 – Alliages CuBe2 et CuNi15Sn8 :comparaison des conductivités électriques

à différentes températures. État TER

Température(

o

C)

CuBe2 CuNi15Sn8

C

(% IACS)

C

ramené

à 1 à 20 o

C

C

(% IACS)

C

ramené

à 1 à 20 o

C

20 22 1 8 1150 20 0,9 7,8 0,97250 18 0,8 7,4 0,93

Figure 26 – Modifications dimensionnelles pour les alliages CuBe2et CuNi15Sn8 pendant le revenu (toutes réductions confonduesde 0 à 40 %) (doc. Tréfimétaux)

Figure 27 – Comparaison de la tenue à la relaxation à chaud à 200 o

Cau bout de 1 000 h des alliages CuBe2 et CuNi15Sn8 (doc. Tréfimétaux)

Remarque : en pratique, ces traitements de trempe et revenu

sont à déconseiller pour les cupro-aluminiums polyphasés lors-que les problèmes graves de corrosion marine sont à craindre. Ilest alors bien préférable d’utiliser des cupro-aluminiums poly-phasés au nickel, d’éviter toute trempe et d’effectuer, aucontraire, après recuit ou soudure, des refroidissements lents.Bien entendu, le durcissement maximal ne sera alors pasobtenu.

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3.6 Effet mémoire de forme.Martensite et austénite

Nota : le lecteur se reportera utilement aux articles Alliages à mémoire de forme

[M 530]et Popriétés du cuivre et de ses alliages

[M 430] dans le présent traité.

Parmi les alliages cuivreux, les laitons à l’aluminium contenant15 à 30 % de zinc et 4 à 8 % d’aluminium ont la propriété remarquablede pouvoir changer de forme en fonction de la structure.

Tableau 7 – Caractéristiques mécaniquesd’un cupro-aluminium CuAl11Fe4Ni4

avant et après trempe à 920 o

C et revenu à 620 o

C

État

R

m

R

p

0,2

A

(sur 50 mm) HB

(MPa) (MPa) (%)

Brut de fonderie.................... 630 350 7 195Après trempe à 920 o

Cet revenu à 620 o

C ................ 780 500 5 240

Figure 28 – Trempe martensitique et revenu d’un cupro-aluminium CuAl10Ni5Fe5 (doc. CICLA)

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Cette structure est soit la phase β (analogue à l’austénite), soit lamartensite à température plus basse, au-dessous de la températureMs étroitement fonction de la composition.

On distingue :— l’effet de mémoire simple, qui caractérise la propriété d’une

pièce déformée sous l’effet d’une contrainte à retrouver sa formeinitiale par simple réchauffage (transformation martensite-β) ;cependant un abaissement de la température (transformation β-martensite) ne permet pas de retrouver la déformation (figure 29a ) ;

— et l’effet de mémoire réversible, qui permet (après un traite-ment convenable d’éducation) de créer des allers et retours multiplesentre deux formes par simple changement de température (et doncchangement de structure : martensite-β et β-martensite)(figure 29b ).

D’autres alliages cuivreux comme certains cuivre-aluminium-nic-kel présentent des propriétés analogues.

3.7 Durcissement par transformationordre-désordre

Au début d’un recuit classique (vers 500 oC) de certains alliages αtrès écrouis, il se produit un léger durcissement transitoire que l’onpeut ralentir et mieux capter par un traitement plus long entre 160et 280 oC.

Ce genre de traitement a été longuement négligé du fait desaméliorations médiocres et aléatoires de R m et R p 0,2 qu’il apportaitdans le cas des alliages CuZn30, CuNi12Zn29, CuSn5P, CuAl7,CuNi9Sn2 pour lesquels il avait été observé.

Néanmoins, certains alliages de composition proche d’un

domaine biphasé (α + β), CuAl8Ni2 (nuance ASTM C 61500),CuAl3Si2 (C 63800) et CuZn22Al3,5 (C 68800), ces deux dernierscontenant 0,4 % de Co, sont très sensibles à ce phénomène. Aussiun tel traitement à basse température a-t-il été récemmentrecommandé pour augmenter la limite d’élasticité des bandes pourressorts avec, dans certains cas, une diminution simultanée del’anisotropie des propriétés mécaniques (sens long et sens traversde la bande écrouie).

Ce durcissement est attribué à l’apparition d’un ordre à courtedistance des atomes de la solution solide à l’intérieur de la matrice(ordre très partiel vis-à-vis de l’ordre à longue distance, où unevéritable surstructure s’étend à tout le réseau cristallin), lequel ordreentrave le déplacement des dislocations.

À noter que le traitement de mise en ordre à basse températureagit également comme un traitement de détente qui augmente, luiaussi, la limite d’élasticité en réduisant les contraintes dans leréseau cristallin.

Il en résulte que les alliages ayant subi ce traitement montrent une

résistance améliorée à la relaxation.Les courbes de la figure 30 montrent l’amélioration de la limite

d’élasticité en traction R p 0,2 et l’amélioration de la limite d’élasticité

en flexion σ bE par un traitement final de mise en ordre à 220 oC(1 h de maintien en température), cela pour l’alliage CuZn22Al3,5Co(C 68800) écroui au préalable par une réduction à froid de 46 %.

4. ConclusionLes traitements thermiques exposés ci-avant ont permis de

hautement valoriser les caractéristiques des alliages spéciaux à basede cuivre. De nouvelles applications de haut niveau technologiqueont ainsi été rendues possibles, applications nécessitant, par

exemple, des caractéristiques mécaniques, thermiques, ou élec-triques particulières, ou bien une bonne tenue aux très basses tempé-ratures (sans fragilité), ou encore une excellente résistance auxdifférentes formes de corrosion, etc.

C’est ainsi que ces alliages interviennent dans l’électronique et laconnectique (capots de transistors, leadframes , ressortsconducteurs), les centrales nucléaires (échangeurs), les unités dedessalement (échangeurs), les plates-formes offshore (tuyauteries,etc.), les pompes à chaleur, les capteurs solaires, etc.

De nouvelles perspectives sont ouvertes par le cuivre à dispersiond’oxydes (cuivre-alumine...) et par les alliages à mémoire de forme.

Le cuivre, métal traditionnel, est ainsi devenu, grâce à ses alliagesspéciaux, et aux traitements thermiques dont ils sont l’objet, unmétal moderne des plus attrayants.

Figure 29 – Effet mémoire de forme (doc. Tréfimétaux)

Figure 30 – Amélioration des limites d’élasticité en tractionet en flexion par un traitement de mise en ordre atomiquepour l’alliage CuZn22Al3,5Co (doc. Tréfimétaux)

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