Procédé de fabrication de spiraux compensateurs pour montres, chronomètres, etc. Il est bien connu, depuis les travaux scien tifiques de M. Ch.-Ed. Guillaume et de M. P. Chevenard, antérieurs à 1920, qu'il est possible d'agir sur l'anomalie thermoélastique des ferronickels réversibles au moyen d'élé ments d'addition entrant en solution solide, et d'ajuster ainsi, presqu'à volonté, l'ampli tude de cette anomalie.
En particulier, on sait créer des alliages connus sous la désigna tion commerciale -de "Elinvar", dont le mo dule d'élasticité ne varie pas sensiblement en fonction de la température dans un large in tervalle, au voisinage de l'ambiante.
De son côté, une des Sociétés demande resses, à la suite d'essais d'ordre pratique poursuivis dans ses laboratoires et dans ses ateliers dès<B>1919,</B> a mis .au point l'applica tion de cette propriété à la. chronométrie, qu'elle a fait protéger par les deux brevets français nos 496785 et 517375.
Les alliages pour spiraux, objets de ces brevets français, ont deux propriétés essen tielles: 10 Grâce à des additions dont les princi pales sont le chrome, le manganèse et le tungstène (éléments susceptibles, d'ailleurs, d'être remplacés par d'autres tels que le cui vre, le vanadium... doués de propriétés ana logues), incorporés dans un alliage fer-nickel, l'anomalie thermoélastique est telle que le coefficient de température :
- du module d'Young est faiblement positif et quasi cons tant, dans un intervalle de plusieurs dizaines de degrés de part et d'autre de la température ambiante. Un spiral d'un tel alliage étant associé, dans un chronomètre, à un balancier massif de laiton, de maillechort ou de cupro nickel, le léger retard thermique dû à la dila tation du balancier est compensé par la légère avance que tend _à donner le spiral, et la com pensation obtenue est pratiquement exempte de l'"erreur secondaire". \1o Outre les additions qui précèdent.
ces alliages renferment une certaine teneur en carbone, dont le rôle principal est de former des carbures complexes avec une partie du fer, du chrome, du manganèse, du tungstène, du vanadium, etc. L'autre partie de ces élé ments demeure en solution solide dans le ferronickel complexe. Les alliages ainsi for més sont des mélanges, dans lesquels la ma trice est l'austénite, et le carbure le consti tuant disperé dans la. matrice austénitique. L n tel agrégat est plus dur que la. solution solide homogène d'un alliage. similaire qui serait exempt de carbone.
Aussi les spiraux obtenus, sans atteindre cependant la limite élastique des spiraux ordinaires d'acier, ont une limite élastique suffisante pour supporter les manipulations de montage et de rhabillage des montre.
Ces spiraux préparés selon la technique usuelle de tréfilage. de laminage, d'enroule ment en barillet et de fixage. à partir cles alliages dont les propriétés essentielles vien nent d'être rappelées, ont cependant quelques défauts. Leur limite élastique inférieure à celle des spiraux d'acier impose aux horlogers des précautions qui restreignent leurs appli cations. Les spiraux extraits d'une même cou lée d'alliage ou de plusieurs eoulées de com positions semblables, ont, en général. des pro priétés mécaniques et thermoélastiques quel que peu différentes, ce qui exige un contrôle minutieux et une coûteuse sélection.
Une étude attentive entreprise par M. Che- venard au laboratoire de la Société de Com- mQntriT-Fourchambault et Decazeville a per mis d'élucider les causes de ces défauts et d'en trouver les remèdes.
Le carbure complexe de fer, chrome, man ganèse. tungstène, etc. et la solution solide austénitique fer-nickel-carbone-chrome-man- ganèse-tungstène, etc., associés sous forme d'agrégat dans l'alliage recuit, entrent par tiellement, parfois même complètement en so lution mutuelle quand on fait croître la tem pérature. Cette dissolution s'opère donc au cours des chauffes de forgeage et de lami nage du lingot de l'alliage, lors des recuits du fil entre les passes -de tréfilage.
Par refroi dissement, le carbure se précipite, mais ton- jours d'une manière incomplète, sauf si la chute de température est extrêmement lente, circonstance exceptionnelle dans les opéra tions industrielles. Il y a donc, en général, hypertrempe au moins partielle, c'est-à-dire conservation d'une partie au moins du carbure en solution sur saturée.
Le réchauffage de cette solution sur- saturée en provoque le dédoublement, c'est-à- dire la précipitation des grains de carbure. La vitesse de cette réaction dépend au plus haut point de toutes les particularités de l'état initial de l'alliage et du traitement.
En particulier, elle est grandement accélérée par une déformation mécanique du métal, soit qu'elle soit imposée au cours même du re venu, soit qu'elle le précède.
On comprend donc. que les moindres dé tails de l'histoire thermique et mécanique du métal, depuis le four de fusion jusqu'au spiral fini, influent sur l'état physicochimique et structural de l'alliage: les grains de carbure seront donc plus ou moins gros, ce qui don nera une dureté plus ou moins grande; la pré cipitation des carbures sera plus ou moins complète, et le coefficient thermoélastique s'en trouvera affecté, car il dépend du par tage des additions entre les deux phases car bure et austénite.
Cette sensibilité de l'alliage aux moindres particularités de son histoire est d'ailleurs aggravée par un autre fait, mis en lumière par 'les études de M. Chevenard. La précipi tation de chacun des grains de carbure s'ac compagne d'une hétérogénéité de la. matrice austénitique. En effet, au point où va se dé poser un grain, la précipitation est nécessaire- ment précédée d'une migration centripète des éléments nécessaires: carbone, chrome, man ganèse, tungstène, etc.
Le trouble @d'homo- généité causé par cette migration tend bien à se détruire par le jeu de la diffusion, une fois le grain déposé; mais la diffusion demeure en général incomplète. Chaque grain déposé est donc environné d'une auréole d'austénite, plus pauvre en ces éléments que la moyenne de l'alliage.
Or, cette hétérogénéité, dont l'amplitude et l'étendue varient notablement pour de très petites variations des traitements thermiques, mécaniques et même chimiques superficiels imposés à l'alliage, retentit sur son frotte ment interne et sur .son coefficient thermo- élastique. Elle agit aussi sur sa dureté et sa limite élastique, car l'hétérogénéité et la pré cipitation de carbure sont les deux causes du durcissement, dans l'opération appelée traite ment structural par hypertrempe et revenu.
La présente invention a précisément pour but de discipliner les phénomènes de mise en solution et de précipitation, de manière à en exalter les effets durcissants, à les faire con courir à l'amélioration des qualités élastiques du métal et à en rendre les effets assez cons tants pour assurer l'uniformité des fabrica tions.
Suivant le procédé de fabrication de spiraux compensateurs pour montres, chrono mètres, etc. qui fait l'objet -de l'invention, on prend un alliage austénitique fer-nickel ren fermant du carbone, du chrome, du manga nèse, du silicium et, en outre, au moins un élément d'addition susceptible d'entrer en so lution solide dans l'austénite de manière â en modifier l'anomalie thermoélastique, et en même temps de former des carbures plus so lubles à chaud qu'à froid dans la matrice aus- ténitique, on lui fait subir un tréfilage avec adoucissements intercalés entre les passages à la.
filière jusqu'à l'obtention d'un fil d'un diamètre prédéterminé, on procède à l'hyper- trempe de ce fil, on poursuit le tréfilage sans recuit intermédiaire, on procède à un lami nage en ruban et à une rectification de ce ruban, on enroule le ruban en forme de spiral et on réalise finalement le fixage de celui-ci par un chauffage à haute température.
On remarquera que ce revenu de fixage, seule opération thermique à haute tempéra ture à laquelle on puisse pratiquement sou mettre le ruban, produira simultanément trois groupes de résultats: 10 la précipitation du carbure, c'est-à-dire le durcissement structural de l'alliage. Or, le revenu étant consécutif à une hypertrempe, elle-même suivie d'écrouissage, produit un double effet: a) la destruction partielle de l'écrouissage, d'où résulte un adoucissement d'autant plus grand que la température de revenu est plus élevée et maintenue plus longtemps;
b) la précipitation de carbure, réa.etion dont la vitesse est d'ailleurs influencée par le degré d'écrouissage et d'où résulte un dur cissement du type structural. Les conditions doivent être telles que la résultante de ces deux effets opposés .soit un durcissement.
De plus, cette précipitation doit être aussi com plète que possible, sans remise en solution, à la fois pour obtenir le durcissement le plus grand et pour assurer la stabilité de la ma trice austénitique, c'est-à-dire la constance dans le temps des propriétés élastiques du spiral. Au surplus, cette précipitation doit s'accompagner d'une hétérogénéité d'ampli tude et .d'étendue déterminées, sous peine d'un frottement interne exagéré.
20 Le fixage du spiral, c'est-à-dire l'ob tention de la permanence de forme, mais sans provoquer l'adhérence des spires.
<B>30</B> L'ajustement du coefficient thermo- élastique de manière à obtenir la compensa tion thermique, avec erreur secondaire nulle ou très faible, d'un chronomètre par exemple, muni d'un balancier non coupé de laiton, de maillechort ou de cupronickel.
On conçoit que pour atteindre simultané ment tous ces résultats, c'est-à-dire la réalisa- tion simultanée -des conditions énoncées ci- dessus, il convient de choisir judicieusement la composition de l'alliage et d'adapter le traitement thermique et mécanique rigoureu sement à cette composition.
Si on considère, en effet, un ferronickel carburé additionné d'éléments qui 1e rendent apte au durcissement structural par précipi tation de carbure, les conditions ci-dessus ne sont pas en général réalisées simultanément de la manière la plus satisfaisante.
C'est pourquoi, en partant de l'alliage connu sous la désignation commerciale -d'"IFlinvar" tel qu'il est défini par les brevets précités, on a jugé bon de modifier la composition de l'al liage. Les élément, de l'ancienne composition, mais répartis selon des proportions diffé rentes, et les éléments ajoutés interviennent à la fois pour former les carbures précipités, pour modifier lcs conditions de mise en solution et de précipitation de ces carbures, pour amélio rer les qualités mécaniques de la matrice aus ténitique, enfin,
pour ajuster la courbe thermoélastique de manière à rendre très fai ble l'erreur primaire et l'erreur secondaire.
Des. compositions d'alliage propre à la réa lisation des résultats susmentionné. pourront par exemple être comprises entre les limites suivantes
EMI0004.0009
Ni <SEP> = <SEP> 32 <SEP> à <SEP> 42 <SEP> pour <SEP> 100 <SEP> parties
<tb> Cr <SEP> 4 <SEP> à <SEP> 8 <SEP> " <SEP> "
<tb> W <SEP> - <SEP> 0,5 <SEP> à <SEP> 4 <SEP> ,
<tb> Mo <SEP> = <SEP> 0.5 <SEP> à <SEP> 4
<tb> 31n <SEP> = <SEP> 0,5 <SEP> à <SEP> \? <SEP>
<tb> Si <SEP> - <SEP> 0,2 <SEP> à. <SEP> 1 <SEP> "
<tb> C <SEP> 0,3 <SEP> à <SEP> 1 <SEP> " <SEP> " <SEP> ,.
<tb> Fe <SEP> - <SEP> complément <SEP> à <SEP> 100 <SEP> parties.
Dans des variantes de composition, le molybdène pourra être remplacé en partie ou en totalité par du vanadium jusqu'à 2 %, par du titane jusqu'à 2 %, ou par de l'aluminium jusqu'à. 2 %, avec la condition que deux au moins des quatre éléments: mol ybdène, vana dium, titane, aluminium, soient présents et que leur total soit au moins égal à 0,5 % et au plus égal à, 4%.
De même, on pourra remplacer dans d'au tres variantes de composition une partie du nickel par du cuivre jusqu'à 551o' ou par du cobalt jusqu'à 10%, avec la condition que l'un au moins des éléments: cuivre, cobalt, soit présent et que sa. proportion ne soit pas inférieure à. 1 %, et que. le total Ni -!- Cu -i- Co soit compris entre 30 et 45 %.
Suivant d'autres variantes encore, on pourrait combiner les proportions et les con ditions données pour les deux variantes qui précèdent, de sorte que la composition de l'alliage serait comprise entre les limites sui vantes
EMI0004.0018
Ni <SEP> = <SEP> 28 <SEP> à <SEP> 40 <SEP> pour <SEP> 100 <SEP> parties
<tb> Cr <SEP> - <SEP> 4 <SEP> à <SEP> 8 <SEP> "
<tb> _\V <SEP> - <SEP> 0.5 <SEP> à <SEP> 4 <SEP> " <SEP> "
<tb> Mn <SEP> --- <SEP> 0,5 <SEP> à <SEP> 2
<tb> Si <SEP> - <SEP> 0,-2 <SEP> à <SEP> 1
<tb> C <SEP> - <SEP> 0,3à <SEP> 1 <SEP> " <SEP> " <SEP> "
<tb> Co <SEP> - <SEP> 0 <SEP> à <SEP> 10 <SEP> " <SEP> "
<tb> Cu <SEP> = <SEP> 0 <SEP> à <SEP> 5 <SEP> " <SEP>
<tb> Mo <SEP> = <SEP> 0 <SEP> à <SEP> 3 <SEP> " <SEP> ,
<SEP> "
<tb> <B>Va</B> <SEP> = <SEP> <B>0</B> <SEP> à <SEP> <B>?</B> <SEP> " <SEP> ,> <SEP> "
<tb> Ti <SEP> = <SEP> 0 <SEP> à <SEP> 2 <SEP> "
<tb> Al <SEP> = <SEP> 0 <SEP> à <SEP> 2 <SEP> " <SEP> "
<tb> Fe <SEP> = <SEP> complément <SEP> pour <SEP> 100 <SEP> parties, l'un au moins des éléments Co et Cu étant présent, sa proportion étant au moins égale à 1 % et le total Ni -f- Co -f- Cu étant compris entre 30 et 45 % et deux au moins des élé ments Mo, Va, Ti et Al étant présents, leur total étant au moins égal â 0.5 % et au plus égal à 4 % .
Un traitement approprié -de l'alliage com prendra par exemple: a) En cours de tréfilage, des traitements d'adoucissement aussi souvent qu'il sera né cessaire pour réduire, sans difficulté, le dia mètre du fil depuis celui du fil de machine jusqu'à un diamètre prédéterminé, variable selon la dimension du spiral, mais qui sera habituellement compris entre 0.4 et 1 mm (ces derniers chiffres, donnés pour fixer les idées, n'ont aucun caractère limitatif). Le traitement d'adoucissement pourra être, avec avantage,
une hypertrempe à partir d'une température comprise entre 1125 et 1175 C, le refroidissement étant effectué à l'air, dans l'eau, dans l'huile, ou dans tout autre liquide.
b) Une hypertrempe du fil obtenu dans l'opération a). La température de chauffe qui devra, être déterminée par analyse physico- thermique de chacune des coulées, sera. habi- tu@ellement comprise entre 1100 et 1175 C; le refroidissement aura lieu à l'air, dans l'eau, dans l'huile, ou dans tout autre liquide.
c) Le tréfilage ultérieur, le laminage et la rectification du ruban du spiral, opérations effectuées à froid, sans recuit entre les pas sages à la filière. d) L'enroulement du spiral en barillet.
e) Le fixage du spiral par chauffage du barillet pendant un temps déterminé à une température déterminée, température et curée étant étroitement conjuguées de manière à réaliser les cinq conditions susindiquées de durcissement, de stabilisation, de fixage sans adhérence des spires, d'ajustement du frotte ment interne et d'ajustement du coefficient thermoélastique. Pour figer des idées,
et sans que ces indications aient une valeur limita tive, la durée du fixage sera habituellement comprise entre 1/2 et 7 heures et la tempéra ture de fixage entre 600 et<B>700'</B> C.
Manufacturing process of balance springs for watches, chronometers, etc. It is well known, since the scientific work of M. Ch.-Ed. Guillaume and MP Chevenard, prior to 1920, that it is possible to act on the thermoelastic anomaly of reversible ferronickels by means of addition elements entering solid solution, and thus to adjust, almost at will , the magnitude of this anomaly.
In particular, it is known how to create alloys known under the trade name of “Elinvar”, the elasticity modulus of which does not vary appreciably as a function of the temperature over a wide range, in the vicinity of the ambient temperature.
For its part, one of the Societies asked for further information, following practical tests carried out in its laboratories and in its workshops from <B> 1919, </B> developed the application of this property. to the. chronometry, which it had protected by the two French patents nos. 496785 and 517375.
The alloys for balance springs, the subject of these French patents, have two essential properties: 10 Thanks to additions, the main ones of which are chromium, manganese and tungsten (elements which may, moreover, be replaced by others such as copper, vanadium ... endowed with similar properties), incorporated in an iron-nickel alloy, the thermoelastic anomaly is such that the temperature coefficient:
- Young's modulus is weakly positive and almost constant, in an interval of several tens of degrees on either side of the ambient temperature. A hairspring of such an alloy being associated, in a chronometer, with a solid balance of brass, nickel silver or cupro nickel, the slight thermal delay due to the expansion of the balance is compensated by the slight advance which the balance tends to give. balance spring, and the compensation obtained is practically free from the "secondary error". \ 1o In addition to the above additions.
these alloys contain a certain carbon content, the main role of which is to form complex carbides with part of the iron, chromium, manganese, tungsten, vanadium, etc. The other part of these elements remains in solid solution in the complex ferronickel. The alloys thus formed are mixtures, in which the matrix is austenite, and the carbide constituting it dispersed in the. austenitic matrix. Such an aggregate is harder than the. homogeneous solid solution of an alloy. similar which would be carbon free.
Also the hairsprings obtained, without however reaching the elastic limit of ordinary steel hairsprings, have a sufficient elastic limit to withstand the manipulations of assembling and re-dressing the watches.
These spirals prepared according to the usual drawing technique. rolling, barrel winding and clamping. starting from the alloys whose essential properties have just been recalled, however, have some faults. Their elastic limit lower than that of steel balance springs imposes precautions on watchmakers which restrict their applications. The hairsprings extracted from the same alloy cast or from several eoulées of similar com positions, generally have. somewhat different mechanical and thermoelastic properties requiring careful control and expensive selection.
A careful study undertaken by M. Chevenard in the laboratory of the Com- mQntriT-Fourchambault and Decazeville Society has made it possible to elucidate the causes of these faults and to find the remedies.
The complex carbide of iron, chromium, man ganese. tungsten, etc. and the austenitic solid solution of iron-nickel-carbon-chromium-manganese-tungsten, etc., combined as an aggregate in the annealed alloy, enter partially, sometimes even completely, in mutual solution when the gas is grown. temperature. This dissolution therefore takes place during the forging and lami nage heating of the alloy ingot, during annealing of the wire between the drawing passes.
On cooling, the carbide precipitates, but it is not always complete unless the temperature drop is extremely slow, an exceptional circumstance in industrial operations. There is therefore, in general, at least partial hyperquenching, that is to say conservation of at least part of the carbide in saturated solution.
The reheating of this supersaturated solution causes it to split, that is to say the precipitation of the carbide grains. The speed of this reaction depends to a great extent on all the peculiarities of the initial state of the alloy and of the processing.
In particular, it is greatly accelerated by a mechanical deformation of the metal, either that it is imposed during the return itself, or that it precedes it.
So we understand. that the smallest details of the thermal and mechanical history of the metal, from the melting furnace to the finished balance spring, influence the physicochemical and structural state of the alloy: the carbide grains will therefore be more or less large, which will give a greater or lesser hardness; the precipitation of the carbides will be more or less complete, and the thermoelastic coefficient will be affected, because it depends on the sharing of the additions between the two carbon and austenite phases.
This sensitivity of the alloy to the slightest peculiarities of its history is further aggravated by another fact, brought to light by the studies of M. Chevenard. The precipitation of each of the carbide grains is accompanied by a heterogeneity of the. austenitic matrix. Indeed, at the point where a grain is going to settle, precipitation is necessarily preceded by a centripetal migration of the necessary elements: carbon, chromium, manganese, tungsten, etc.
The disturbance of homogeneity caused by this migration does tend to be destroyed by the play of diffusion, once the grain has been deposited; but dissemination is generally incomplete. Each grain deposited is therefore surrounded by a halo of austenite, poorer in these elements than the average for the alloy.
Now, this heterogeneity, the amplitude and extent of which vary notably for very small variations in the thermal, mechanical and even surface chemical treatments imposed on the alloy, has an impact on its internal friction and on its thermoelastic coefficient. It also acts on its hardness and its elastic limit, because the heterogeneity and precipitation of carbide are the two causes of hardening, in the operation called structural treatment by hyperquenching and tempering.
The object of the present invention is precisely to discipline the phenomena of dissolution and precipitation, so as to enhance their hardening effects, to make them work towards improving the elastic qualities of the metal and to render the effects fairly cons to ensure uniformity of manufacture.
Depending on the manufacturing process of balance springs for watches, chronometers, etc. which is the subject of the invention, an austenitic iron-nickel alloy is taken containing carbon, chromium, manganese, silicon and, in addition, at least one addition element capable of entering into solid solution in austenite so as to modify the thermoelastic anomaly thereof, and at the same time to form carbides more soluble in hot than in cold in the austenitic matrix, it is subjected to wire drawing with intercalated softenings between passages to.
die until a wire of a predetermined diameter is obtained, this wire is over-quenched, the wire drawing is continued without intermediate annealing, a ribbon rolling and a grinding of this tape, the tape is wound in the form of a spiral and finally fixing the latter by heating at high temperature.
It will be noted that this fixing tempering, the only thermal operation at high temperature to which the tape can practically be subjected, will simultaneously produce three groups of results: the precipitation of the carbide, that is to say the structural hardening of the tape. 'alloy. However, the tempering being consecutive to a hyperhardening, itself followed by hardening, produces a double effect: a) the partial destruction of the hardening, from which results a softening which is all the greater as the tempering temperature is higher and maintained longer;
b) precipitation of carbide, reaction whose speed is moreover influenced by the degree of hardening and from which results a hardening of the structural type. The conditions must be such that the result of these two opposite effects is hardening.
In addition, this precipitation must be as complete as possible, without redissolving, both to obtain the greatest hardening and to ensure the stability of the austenitic matrix, that is to say the constancy in the time of the elastic properties of the hairspring. Moreover, this precipitation must be accompanied by a heterogeneity of determined amplitude and extent, under penalty of exaggerated internal friction.
20 Fixing of the hairspring, that is to say obtaining the permanence of shape, but without causing the coils to adhere.
<B> 30 </B> The adjustment of the thermoelastic coefficient so as to obtain thermal compensation, with zero or very low secondary error, of a chronometer for example, fitted with an uncut brass balance, nickel silver or cupronickel.
It will be understood that in order to simultaneously achieve all these results, that is to say the simultaneous realization of the conditions set out above, it is advisable to choose the composition of the alloy wisely and to adapt the heat treatment and rigorously mechanical to this composition.
Considering, in fact, a carburized ferronickel with the addition of elements which make it suitable for structural hardening by precipitation of carbide, the above conditions are generally not carried out simultaneously in the most satisfactory manner.
This is why, starting from the alloy known under the trade designation -of “IFlinvar” as defined by the aforementioned patents, it has been deemed appropriate to modify the composition of the alloy. The elements, of the old composition, but distributed according to different proportions, and the added elements intervene both to form the precipitated carbides, to modify the conditions of dissolution and precipitation of these carbides, to improve the mechanical qualities of the aus tenitic matrix, finally,
to adjust the thermoelastic curve so as to make the primary error and the secondary error very low.
Of. alloy compositions suitable for achieving the above-mentioned results. may for example be between the following limits
EMI0004.0009
Ni <SEP> = <SEP> 32 <SEP> to <SEP> 42 <SEP> for <SEP> 100 <SEP> parts
<tb> Cr <SEP> 4 <SEP> to <SEP> 8 <SEP> "<SEP>"
<tb> W <SEP> - <SEP> 0.5 <SEP> to <SEP> 4 <SEP>,
<tb> Mo <SEP> = <SEP> 0.5 <SEP> to <SEP> 4
<tb> 31n <SEP> = <SEP> 0.5 <SEP> to <SEP> \? <SEP>
<tb> If <SEP> - <SEP> 0.2 <SEP> to. <SEP> 1 <SEP> "
<tb> C <SEP> 0.3 <SEP> to <SEP> 1 <SEP> "<SEP>" <SEP>,.
<tb> Fe <SEP> - <SEP> complement <SEP> to <SEP> 100 <SEP> parts.
In alternative compositions, the molybdenum may be replaced in part or in whole by vanadium up to 2%, by titanium up to 2%, or by aluminum up to. 2%, with the condition that at least two of the four elements: mol ybdenum, vana dium, titanium, aluminum, are present and that their total is at least equal to 0.5% and at most equal to 4%.
Likewise, in other variations in composition, part of the nickel may be replaced by copper up to 551o 'or by cobalt up to 10%, with the condition that at least one of the elements: copper, cobalt, is present and that its. proportion is not less than. 1%, and that. the total Ni -! - Cu -i- Co is between 30 and 45%.
According to still other variants, the proportions and conditions given for the two preceding variants could be combined, so that the composition of the alloy would be between the following limits
EMI0004.0018
Ni <SEP> = <SEP> 28 <SEP> to <SEP> 40 <SEP> for <SEP> 100 <SEP> parts
<tb> Cr <SEP> - <SEP> 4 <SEP> to <SEP> 8 <SEP> "
<tb> _ \ V <SEP> - <SEP> 0.5 <SEP> to <SEP> 4 <SEP> "<SEP>"
<tb> Mn <SEP> --- <SEP> 0.5 <SEP> to <SEP> 2
<tb> If <SEP> - <SEP> 0, -2 <SEP> to <SEP> 1
<tb> C <SEP> - <SEP> 0.3 to <SEP> 1 <SEP> "<SEP>" <SEP> "
<tb> Co <SEP> - <SEP> 0 <SEP> to <SEP> 10 <SEP> "<SEP>"
<tb> Cu <SEP> = <SEP> 0 <SEP> to <SEP> 5 <SEP> "<SEP>
<tb> Mo <SEP> = <SEP> 0 <SEP> to <SEP> 3 <SEP> "<SEP>,
<SEP> "
<tb> <B> Va </B> <SEP> = <SEP> <B> 0 </B> <SEP> to <SEP> <B>? </B> <SEP> "<SEP>,> <SEP> "
<tb> Ti <SEP> = <SEP> 0 <SEP> to <SEP> 2 <SEP> "
<tb> Al <SEP> = <SEP> 0 <SEP> to <SEP> 2 <SEP> "<SEP>"
<tb> Fe <SEP> = <SEP> complement <SEP> for <SEP> 100 <SEP> parts, at least one of the elements Co and Cu being present, its proportion being at least equal to 1% and the total Ni -f- Co -f- Cu being between 30 and 45% and at least two of the elements Mo, Va, Ti and Al being present, their total being at least equal to 0.5% and at most equal to 4%.
Appropriate treatment of the alloy com will for example: a) During drawing, softening treatments as often as necessary to reduce, without difficulty, the diameter of the wire from that of the machine wire up to a predetermined diameter, variable according to the dimension of the hairspring, but which will usually be between 0.4 and 1 mm (these last figures, given to fix ideas, are not in any way limiting). The softening treatment can be, with advantage,
hyperquenching from a temperature between 1125 and 1175 C, cooling being carried out in air, in water, in oil, or in any other liquid.
b) A hyperquenching of the wire obtained in operation a). The heating temperature, which must be determined by physico-thermal analysis of each of the castings, will be. usually between 1100 and 1175 C; cooling will take place in air, in water, in oil, or in any other liquid.
c) Subsequent wire drawing, rolling and grinding of the spiral strip, operations carried out cold, without annealing between the wise steps in the die. d) Winding of the hairspring into a barrel.
e) Fixing of the hairspring by heating the barrel for a determined time at a determined temperature, temperature and treatment being closely combined so as to achieve the five aforementioned conditions of hardening, stabilization, fixing without adhesion of the turns, adjustment of the internal friction and thermoelastic coefficient adjustment. To freeze ideas,
and without these indications having a limiting value, the fixing time will usually be between 1/2 and 7 hours and the fixing temperature between 600 and <B> 700 '</B> C.