FR2554830A1 - Traitement thermomecanique des alliages cuivre-beryllium - Google Patents
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Abstract
L'INVENTION CONCERNE UN PROCEDE THERMOMECANIQUE APPLICABLE A DES ALLIAGES CUIVRE-BERYLLIUM CONTENANT, EN POIDS, ENVIRON 0,1 A 1,2 DE BERYLLIUM, AU MOINS ENVIRON 0,1 A 3,5 DE NICKEL, AU MAXIMUM ENVIRON 3 DE COBALT, LA TENEUR TOTALE EN NICKEL ET COBALT ETANT D'ENVIRON 0,5 A 3,5, PROCEDE QUI CONSISTE A EFFECTUER UN RECUIT DE MISE EN SOLUTION A UNE TEMPERATURE REPRESENTANT AU MOINS ENVIRON 90 DU POINT DE DEBUT DE FUSION, A TRAVAILLER A FROID L'ALLIAGE AINSI TRAITE POUR REDUIRE SON EPAISSEUR DE SECTION D'AU MOINS ENVIRON 60 OU BEAUCOUP PLUS, PUIS A FAIRE VIEILLIR L'ALLIAGE POUR Y REALISER UNE COMBINAISON AMELIOREE DE PROPRIETES COMPRENANT LA RESISTANCE MECANIQUE, LA DUCTILITE, L'APTITUDE AU FORMAGE ET LA CONDUCTIVITE.
Description
1i 2554830
L'invention concerne un procédé thermomécanique d'amé-
lioration des propriétés mécaniques des alliages cuivre-
béryllium et le produit qui en résulte.
On connait des alliages cuivre-béryllium ayant diverses compositions et présentant une gamme de propriétés, aussi
bien mécaniques qu'électriques. De tels alliages peuvent con-
tenir du béryllium à raison d'environ 0,1 à 3% pour l'apti-
tude au durcissement par vieillissement, par un traitement
thermique de durcissement par précipitation et peuvent conte-
nir de petites quantités d'autres ingrédients d'alliage tels
que le cobalt, le nickel, l'argent etc. pour des usages spé-
ciaux. Les alliages sous forme de bande sont utiles à la fa-
brication de connecteurs, de pièces d'interrupteur, de relais et de beaucoup d'autres pièces se prêtant à la fabrication dans des estampes multiples. Sous forme de tiges, de barres, de tubes et de plaques, les alliages trouvent une utilisation dans des connecteurs usinés, électrodes de soudage, outils de moulage par injection et applications similaires. Les usages
des alliages ayant progressé, il est apparu une demande d'al-
liages plus résistants qui conservent encore une ductilité
et une conductivité électrique notables, une aptitude nota-
ble au formage et d'autres propriétés désirables. Par exem-
ple, on peut augmenter la résistance des alliages en appli-
quant un travail à froid dans une mesure pouvant atteindre 37%, par exemple 21%, après le durcissement par précipitation, mais une telle pratique diminue la ductilité et l'aptitude au formage du matériau et en outre, la conductivité électrique
est dégradée aussi. Par contre, on peut réaliser des accrois-
sements de conductivité par un surveillissement notable mais
au détriment de la résistance mécanique.
Le traitement thermique des alliages comporte habituelle-
ment un traitement de recuit de mise en solution pour assurer une solution solide des éléments d'alliage ajoutés pour le renforcement, et un traitement thermique de durcissement par précipitation (vieillissement) . Le recuit de mise en solution des alliages s'effectue commercialement à une température d'
environ 720 à 900 C pendant des temps courts, par exemple en-
viron 5 minutes. On applique un refroidissement, par exemple
par eau, après le traitement de mise en solution pour mainte-
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nir les éléments d'alliage en solution. On conduit habituelle-
ment le vieillissement à une température d'environ 230 à 500
C pendant des temps allant jusqu'à environ 4 heures.
L'invention concerne un procédé thermodynamique permet-
tant d'assurer, dans certains alliages cuivre-béryllium, une
résistance,une ductilité et une aptitude au formage amélio-
rées en comparaison des propriétés que l'on peut atteindre par
des procédés antérieurs, sans dégradation de la conductivité.
On traite par recuit de mise en solution des alliages cuivre-béryllium contenant environ 0,1 à 1,2% de béryllium, jusqu'à environ 3,5% de nickel et de cobalt, le nickel étant présent plus qu'à l'état de traces, par exemple à raison de plus de 0,1% dans l'ensemble, le reste étant essentiellement formé de cuivre, à une température représentant au moins 90%
de la température de début de fusion de l'alliage et suffi-
sante pour former une dispersion fine, inconnue antérieure-
ment, de phase précipitée riche en nickel, on travaille à froid l'alliage ayant subi le recuit de mise en solution pour effectuer une réduction supérieure à environ 60% et ensuite on
le fait vieillir pour lui communiquer une combinaison amélio-
rée de propriétés mécaniques, comprenant la résistance méca-
nique et la ductilité, l'aptitude au formage et la conductivi-
té électrique.
La figure 1 représente la microstructure optique, prise
à 1000 diamètres dans l'orientation longitudinale, d'un pro-
duit en bande obtenu selon l'invention. Des micrographies électroniques de transmission sont aussi représentées sur les figures 2a et 2b, respectivement à 18 000 X et à 141 000 X, montrant les précipités riches en nickel désignés par A et les phases principales de durcissement, désignées par B et
formées de zones de Guinier-Preston et de précipités y".
Les produits d'alliage selon l'invention contiennent, ou-
tre du cuivre, du béryllium et du nickel comme ingrédients essentiels, le béryllium représentant, en poids, environ 0,1
à 1,2%, de préférence environ 0,4 à 0,7% et le nickel repré-
sentant environ 0,1 à 3,5%, de préférence environ 1,0 à 2,2%.
Au lieu de cela, le cobalt et le nickel peuvent être présents,
ensemble, à raison d'environ 0,5 à 3,5%, de préférence d'en-
viron 1,0 à 2,5%, le nickel représentant plus qu'une trace,
3 2554830
par exemple plus de 0,1% environ. D'autres éléments acciden-
tels et impuretés peuvent être présents, en quantité totale d'environ 0, 5% au maximum. Ces éléments et impuretés peuvent comprendre du silicium, du fer, de l'aliminium, de l'étain, du zinc, du chrome, du plomb, du phosphore, du soufre, etc. Ils ne doivent généralement pas être présents en quantités
dépassant 0,1% chacun, de préférence ils doivent être en quan-
tité inférieure à 0,01% chacun ou même moins, étant donné que ces éléments sont nuisibles à la conductivité électrique ou
aux propriétés mécaniques.
Avantageusement, on effectue le recuit de mise en solu-
tion quand la matière est à un calibre prêt à la finition. Le
temps de recuit de mise en solution est seulement le temps né-
cessaire pour chauffer entièrement la section traitée. On ap-
plique un refroidissement rapide en partant de la température
de recuit, par exemple un refroidissement par air ou par eau.
Les alliages traités selon l'invention ont habituellement un point de début de fusion d'au moins environ 1000 C. Dans la mise en oeuvre de l'invention, on conduit le recuit de
mise en solution à une température représentant au moins en-
viron 90% du point de début de fusion de l'alliage pour effec-
tuer la précipitation d'une dispersion fine d'une phase riche en nickel. Avantageusement, on conduit le recuit de mise en solution à 92%, ou même à 95% du point de début de fusion de l'alliage. Toutefois, il faut éviter le début de fusion. On travaille alors à froid l'alliage recuit et mis en solution pour effectuer une forte réduction, supérieure à environ 60%,
par exemple d'environ 75% ou 80% ou 90% ou davantage, sans re-
cuit intermédiaire. On fait alors subir un vieillissement à la matière fortement travaillée à froid,normalement sous forme de bande, habituellement à une température d'environ 300 à
500 C pendant un temps atteignant 4 heures, par exemple envi-
ron 2 à 8 heures. Les temps et températures de vieillissement -optimaux, dans ces gammes, sont dictés par la composition et
les niveaux de propriétés désirés dans le produit.
La matière ayant subi le recuit de mise en solution est caractérisée par une dispersion fine de précipités riches en
nickel qui augmente la dureté après recuit et contribue à in-
hiber la croissance du grain. La matière ayant subi le recuit de mise en solution et le travail à froid est caractérisé par une texture ou une orientation granulaire préférentielle
qui aboutit à une résistance à l'écoulement plus grande en di-
rection transversale qu'en direction longitudinale. L'orienta-
tion du grain texturé dans le produit d'alliage de l'inven- tion, fortement travaillé à froid, est évidente sur la figure
1, ainsi que la précipitation d'une phase riche en nickel ap-
paraissant avec une distribution statistique sous forme de
taches noires sur la figure 1 et sous forme de particules dis-
tinctes (désignées par A) de l'ordre de grosseur de 0,13 à 0,25 pm sur les figures 2a et 2b. Les principales phases de
durcissement sont beaucoup plus difficiles à résoudre au mi-
croscope optique mais on peut les détecter en utilisant des techniques comme la microscopie électronique de transmission, comme indiqué sur les figures 2a et 2b. Ces phases (appelées B sur les figures 2a et 2b, sont formées de zones de Guinier Preston et y", sous forme de particules finement dispersées
de 5 à 10 nm de diamètre. La matière à base de cuivre repré-
sentée par les dessins était une bande de 0,203 mm d'épaisseur d'un alliage qui contenait 0,42% de Be, 1,70% de Ni, qui avait subi le recuit de mise en solution à une épaisseur de
2,03 mm et à une température de 980 C et qui avait été tra-
vaillée à froid à 90% et vieilli 4 heures à 400 C.
Afin d'illustrer les avantages de l'invention, on donne les exemples suivants:
Exemple 1
Une particularité notable de l'invention est que la dure-
té après recuit augmente de façon inattendue au dessus de la température de recuit de mise en solution à laquelle se forment les particules de précipité riche en nickel. Pour illustrer le durcissement anormal des alliages contenant du nickel plus qu'à l'état de traces, par exemple à raison de plus de 0,1%,
on a refroidi des échantillons de bande de diverses composi-
tions après les avoir maintenus 1 heure aux températures de recuit de mise en solution de 600 C et 980 C. On a fait les observations de dureté et les observations microstructurales dans l'état refroidi. Les résultats sont indiqués aux tableaux
1 et 2.
TABLEAU 1
Dureté après trempe d'alliages cuivre-béryllium ayant subi le recuit de mise en solution à 600 C et 980 C (1 heure à la température) Dureté après trempe, DPH Fusion A Fusion B Fusion C Fusion D (0,43 Be, 1,71 Ni, (0,36 Be, 1,52 Ni, (0,63 Be, 2,50 Co, (0,58 Be, 2,62 Co, 0,03 Co,reste Cu) 0,15 Co,reste Cu) 0,01 Ni,reste Cu) 0,01 Ni,reste Cu) o,
600 C 70 65 79 91
980 C 84 74 80 80
w.
TABLEAU 2
Résultats de l'observation métallurgique sur la formation d'une phase fine de précipité riche en nickel dans les alliages cuivre-béryllium pendant le recuit
de mise en solution à 600 C et 980 C.
Conposition de l'alliage Fusion A Fusion B Fusion C Fusion D Fusion E Terpérature (% en (0,43 Be, (0,36 Be, (0,63 Be, (0,58 Be, (0,5 Be, de recuit poids) 1,71 Ni, 1,52 Ni, 2,50 Co, 2,62 Co, 1,00 Co, de mise en 0, 03 Co, 0,15 Co, 0,01 Ni, 0,01 Ni, 1,00 Ni, solution reste Cu) reste Cu) reste Cu) reste Cu) reste Cu)
600 C B B B B B
980 C A A B B A
A = observation d'un précipité riche en nickel.
B = pas d'observation de précipité riche en nickel.
c4 os on
7 2554830
Exemple 2
On a préparé plusieurs fusions ayant les compositions (% en poids) indiquées au tableau 3:
TABLEAU 3
Fusion C Fusion D Fusion E Fusion F Fusion G Fusion H % en poids % en poids % en poids % en poids % en poids % en poids Be 0,63 0,58 0,50 0,42 0,40 0,42 Ni 0,01 0,01 1,00 1,70 1,91 1,64 Co 2,50 2,62 1,00 (0,01 0,005 0,05 Fe 0,04 0,05 0,03 <0,01 <0,01 0,06 Si 0,04 0,04 0,02 0,02 <0,01 0,07 Al 0,02 0,02 <0,01 <0,01 a0,01 0,03 Sn 0,006 0,012 <0,003 (0,005 <0,005 0, 01 Zn <0,01 (0,01 <0,01 (0,01 40,01 <0,01 Cr <0,005 <0,005 Z0,005 (0,005 <0,005 <0,005 Pb <0,003 f0,003 <0,003 <0,003 <0,003 <0,003
P (0,005 (0,005 (0,005 0,001 40,005 40,005
Cu reste reste reste reste reste reste Le matériau sous forme d'unlingot de poids commercial venant de la fusion F a été laminé à chaud en une tôle de 0,8 pouce (21 mm). Quatre parties de tôle de 0,8 pouce de la fusion F furent recuites cour mise en solution respectivement à 790 C, 980 C, 995 C à 1010 C pendant 45 mn et trempées à l'eau. Chaque tôle a subi un laminage à froid de 90% jusqu'à 0,082 pouce d' épaisseur (2,3 mm) et a été découpée en 3 parties qui subiront alors un vieillissement de 4 H à respectivement 400 C, 425 C
et 450 C, sous argon.
Des éprouvettes de traction, normalisées, furent prépa-
rées à partir des bandes vieillies. Tous les matériaux furent testés dans le sens longitudinal et certains le furent aussi transversalement. La conductivité électrique fut mesurée à
température ambiante.
Les résultats de la fusion F sont donnés dans le
tableau 4.
TABLEAU 4
Propriétés mécaniques et électriques d'une bande (Coulée F) de 2,08 mm d'épaisseur ayant subi le
recuit de mise en solution,le laminage à froid à 90% et le vieillissement pendant 4 heures.
Tenpérature Tenpérature de Opération Résistanoe à Module Allongxment Dureté Conductivité de recuit, vieillissement, de 1' la traction, à 0,2%, % sur Rockwell électrique, C C éprouvette MPa MPa 25,4 mm C % IACS 954 454 Long. 770 690 12,9 21,7 60,5
Long. 782 704 14,6 N.D. N.D.
Trans. 789 729 13,9 22,1 61,2
Trans. 780 721 15,0 N.D. N.D.
982 454 Long. 856 752 11,4 25,2 57,9
Long. 875 776 10,7 N.D. N.D.
Trans. 903 811 11,6 28,0 58,0
Trans. 908 840 10,4 N.D. N.D.
996 454 Long. 869 763 12,7 27,1 58,0
Long. 960 758 11,5 N.D. N.D.
Trans. 900 817 11,5 28,3 59,0
Trans. 907 825 9,6 N.D. N.D.
1010 454 Long. 873 783 11,9 27,0 57,2
Long. 881 794 9,9 N.D. N.D.
Trans. 918 833 5,1 28,3 58,0
Trans. 918 832 6,6 N.D. N.D.
954 427 Long. 914 839 11,2 28,0 55,2 Long. 914 845 11,6 N.D. 55,5 982 427 Long. 986 917 8,4 32,2 51,8 Long. 990 924 7,9 N.D. 52,5 996 427 Long. 999 950 7,6 33,2 50,5 Long. 991 917 9,6 N.D. 51,2 1010 427 Long. 1000 938 7,7 33,4 51,0 Long. 997 929 7,9 N.D. 51,0 996 399 Long. 1027 963 7,8 33,5 50,0
Long. 1033 970 8,8 N.D. N.D.
Trans. 1067 1028 10,0 34,1 49,5 Ce Trans. 1067 1028 8,8 N.D. N.D. % Eurle 3 9 On a traité un matériau provenant de la fusion G, sous la forme d'une bobine depoids commercial, par laminage à chaud,
recuit, conditionnement superficiel et laminage à froid jus-
qu'à une épaisseur intermédiaire de 1,52 mm. On a soumis la bande laminée à froid de 1,52 mm, ayant une largeur de 190,5 mm, au recuit continu de mise en solution à 980 C. On a alors fini par laminage la bande recuite, jusqu'à environ 0,21 mm, soit une réduction d'environ 90%. On a découpé dans la bande
des éprouvettes de traction, dans les directions longitudina-
le et transversale et on les a fait vieillir sous argon à 370 C, 400 C, 430 C et 455 C. On a fait vieillir une série pendant 4 heures et une série pendant 8 heures; On a obtenu
les propriétés de traction, d'aptitude au formage et de con-
ductivité. On a déterminé l'aptitude au formage sur les éprou-
vettes en bande mince et les pliant à 90 sur des poinçons ayant des rayons de plus en plus petits,jusqu'à ce qu'il se
produise une fissuration sur la surface de traction du coude.
Le rayon minimal de courbure, pris comme le plus petit rayon que l'on peut utiliser sans fissuration, a été exprimé en
multiples de l'épaisseur de la bande.
Les résultats de la fusion G sont indiqués au tableau 5 ci-après, o les propriétés mécaniques indiquées sont basées sur la moyenne d'essais en double: TABLEAU 5 page 10
Exemple 4
On a traité, de façon similaire à la fusion G de l'exem-
ple 3, des matériaux provenant des fusions C, D, E et H et ayant diverses compositions. On a soumis au recuit de mise en solution à 980 C des matériaux en bande d'un calibre prêt à la finition variant de 0,254 à 1, 52 mm. On a fini par laminage
la bande recuite pour effectuer une réduction d'environ 90%.
On a coupé des éprouvettes en direction longitudinale et on les
a fait vieillir pendant 4 heures à 400 C sous argon. On a obte-
nu les propriétés de traction et la conductivité électrique à la température ambiante. Les résultats sont indiqués au tableau 6. TABLEAU 6 page 11
TABLEAU 5
Etudes de réponse au vieillissement sur une bande de 0,21 mm de la fusion G Contrainte au seuil Dureté Aptitude
Résistance convention- à la au forma-
à la nel d'écou- Allongement pyramide Conductivité ge par traction, lement de % sur de électrique, pliage à Traitement thermique Orientation} a 0,2% 25,4 mm diamant % IACS 90 , R/t 4 h à 371 C Long. 980 927 6,8 294 46,5 2,5 Trans. 1000 949 11,2 294 46,3 11,2 8 h à 371 C Long. 979 938 6,6 299 47,8 2,5 Trans. 993 966 11,0 296 47,7 11,2
, . . -..DTD: 4 h à 399 C Long. 1004 943 7,1 305 52,4 2,5 Trans. 1013 984 10,9 302 51,6 23,4 8 h à 399 C Long. 964 883 7,6 296 58,2 1,2 Trans. 984 931 11,5 293 56,0 9,4 4 h à 427 C Long. 996 937 6,8 301 52,4 2,5 Trans. 1018 978 10,8 301 50,6 23,4 8 h a 421 C Long. 958 918 7,7 294 55,5 1,2 Trans. 993 965 11,3 293 55,1 9,4 4 h à 454 C Long. 844 783 9,1 251 62,6 0,6 Trans. 867 818 9,6 251 62,6 3,7 8 h à 454 C Long. 810 708 8,1 244 66,1 1,2 Trans. 827 779 8,7 240 65,6 2,5
TABLEAU 6
Propriétés mécaniques et électriques (orientation longitudinale) de bandes cuivre-béryllium
ayant subi le recuit de mise en solution à 980 C, un laminage à froid de 90% et un vieillis-
sement de 4 heures à 400 C.
Fusion de rupture Composition de l'alliage, en traction, Module à Allongement% Conductivité électrique % en poids MPa 0,2%,MPa sur 25,4 mm % IACS Fusion C 829 815 1,7 46,7 (0,63 Be, 2,50 Co, 804 779 3,3 46,7 0,01 Ni, reste Cu) Fusion D 896 859 6,3 46,0 (0,58 Be, 2,62 Co, 785 739 6,1 46, 0 0,01 Ni, reste Cu) Fusion E 1071 1035 5,0 46,5 (0,5 Be, 1,00 Co, 1061 1024 3,5 46,5 1,00 Ni, reste Cu) 1062 1007 4,5 46,0
1054 1014 5,5 47,0
Fusion H 1058 1000 5,6 41,2 (0,42 Be, 1,64 Ni, 998 950 5,8 41,2 0,05 Co, reste Cu) rt Ln n uD.
S5830'
Les données du tableau 1 montrent que les alliages cuivre-
béryllium contenant du nickel plus qu'à l'état de traces pré-
sentent un accroissement de la dureté après recuit à mesure que la température de recuit s'élève tandis que les alliages cuivre-béryllium contenant du cobalt et seulement des traces de nickel continuent de ramollir à mesure que la température de recuit s'élève. La raison de cet accroissement anormal de - dureté est indiquée par le tableau 2. A des températures de
recuit proches de 980 C, les alliages cuivre-béryllium conte-
nant du nickel du tableau 2 (c'est-à-dire les fusions A, B et E) forment un précipité riche en nickel qui est distinct aussi
bien de la phase primaire bérylliure que de la phase principa-
le de durcissement, comme l'illustrent les figures 1 et 2.
Les alliages cuivre-béryllium du tableau 2 contenant du cobalt
c'est-à-dire les fusions C et D) ne forment pas de tels pré-
cipités à la plus haute température de recuit. On croit que
ces précipités riches en nickel contribuent aux propriétés mé-
caniques et physiques des alliages traités selon l'invention:
(a) en renforçant la matrice par un durcissement par disper-
sion, (b) en améliorant la ductilité par inhibition de la croissance du grain à la haute température de recuit et (c) en améliorant la conductivité par épuisement d'éléments d'alliage
en solution solide.
Une raison supplémentaire des propriétés améliorées obte-
nues selon l'invention est en rapport avec la grande fraction de volume de précipités durcissants principaux cohérents qui se forme lors du vieillissement d'un matériau précédemment soumis à la haute température de recuit de mise en solution et à un travail à froid notable. Le traitement de recuit de mise en solution à haute température dissout davantage de béryllium et de nickel plus cobalt dans la matrice de cuivre, fournissant ainsi davantage de matière disponible pour se précipiter au
vieillissement. Le fort travail à froid donne lieu à une tex-
ture de déformation contribuant à la grande résistance.
L'examen des données des tableaux 4, 5 et 6 indique que les meilleures combinaisons de résistance et de ductilité sont données par la combinaison (a) de la présence de nickel plus qu'à l'état de traces, (b) de températures de recuit d'au moins
980 C et (c) d'un vieillissement à 400 C. On a obtenu des com-
binaisons de propriétés comprenant une résistance à l'écou-
lement de 965 MPa, un allongement de 10% et une conductivité proche de 50% IACS. La conductivité et l'aptitude au formage
ont été améliorées par le temps de vieillissement de 8 heures.
Il est entendu que les alliages assayés aux tableaux 4 et 5
contenaient moins de 0,01 % de chacun des éléments fer, co-
balt et aluminium et que ce faible taux d'impuretés contribue
notablement à la conductivité électrique. Cependant, on trou-
verait qu'une matière en bande de composition comparable trai-
tée classiquement par laminage à froid, même jusqu'à 37% avec
trempe et revenu complets, après durcissement par vieillisse-
ment jusqu'à une résistance à l'écoulement d'environ 965 MPa présente un allongement ne dépassant pas 2% avec une aptitude
plus médiocre au formage et une moindre conductivité. Inver-
sement, une matière de composition similaire soumise au sur-
vieillissement pour réaliser une conductivité minimale de 60% IACS présenterait une résistance à l'écoulement de moins de
517 MPa.
Les données du tableau 6 montrent clairement que les al-
liages cuivre-béryllium contenant du cobalt et contenant seu-
lement des traces de nickel ne répondent pas aussi favorable-
ment au traitement de l'invention que leurs contre-parties
contenant du nickel.
Il faut comprendre aussi que les propriétés indiquées aux tableaux 4, 5 et 6 dépendent des teneurs en béryllium et
en nickel des charges prises comme exemples. Différentes com-
positions chimiques, dans les gammes définies, donneront des
niveaux différents de propriétés mais il semble que ces compo-
sitions, lorsqu'elles sont traitées selon l'invention, donnent
des propriétés supérieures à celles des mêmes alliages trai-
tés classiquement. Une fois formé, il apparaît que les préci-
pités riches en nickel décrits plus haut restent stables et résistent à la mise en solution lors du nouveau recuit qui suit, ce qui suggère que des avantages supplémentaires peuvent résulter du recuit à hautes températures à divers stades du processus.
Claims (11)
1. Procédé thermomécanique pour l'obtention de combinai-
son améliorées de propriétés des alliages cuivre-béryllium contenant, en poids, au moins environ 0,1 à 3,5% de nickel, au maximum environ 3% de cobalt, la teneur totale en nickel et cobalt étant d'environ 0,5 à 3,5%, environ 0,1 à 1,2% de béryllium, le reste étant essentiellement formé de cuivre,
procédé caractérisé par les étapes suivantes: mise en solu-
tion de l'alliage à une température représentant au moins 90% environ de la température de début de fusion pour former dans
sa microstructure une phase riche en nickel, résolvable opti-
quement, distincte de la phase primaire de bérylliure et des phases principales de durcissement; travailler à froid 1' alliage ayant subi le recuit de mise en solution pour réduire d'au moins environ 60% l'épaisseur de sa section, et ensuite, faire vieillir l'alliage travaillé à froid, à une température
d'environ 315 à 480 C pour obtenir dans cet alliage une com-
binaison de propriétés comprenant une résistance mécanique, une ductilité et une aptitude au formage supérieures aux
propriétés obtenues dans un alliage comparable par des procé-
dés classiques de traitement.
2. Procédé selon la revendication 1, caractérisé par le fait que l'alliage cuivre-béryllium contient environ 0,4 à
0,7% de béryllium.
3. Procédé selon la revendication 1, caractérisé par le fait que l'alliage cuivre-béryllium contient au moins environ
0,5% de nickel.
4. Procédé selon la revendication 1, caractérisé par le fait que l'alliage cuivre-béryllium contient environ 1,8 a
2,2% de nickel.
5. Procédé selon la revendication 2, caractérisé par le fait que l'alliage cuivre-béryllium contient environ 1,8 à
2,2% de nickel.
6. Procédé selon la revendication 1, caractérisé par le fait que l'on conduit le traitement de mise en solution à une température d'au moins 92% environ de la température de début
de fusion de l'alliage.
7. Procédé selon la revendication 1, caractérisé par le fait que l'on conduit le traitement de mise en solution à une
2554830-
température d'au moins 95% de la température de début de fu-
sion de l'alliage.
8. Procédé selon la revendication 1, caractérisé par le fait que l'on travaille l'alliage à froid pour réduire son épaisseur de section d'au moins environ 75%.
9. Procédé selon la revendication 1, caractérisé par le fait que l'on travaille l'alliage à froid pour réduire son
épaisseur de section d'au moins environ 80%.
10. Procédé selon la revendication 1, caractérisé par le fait que l'on conduit le traitement de mise en solution quand
l'alliage est à un calibre prêt à la finition.
11. Tige, barre, tube, plaque, bande ou fil formés d'un alliage durcissable par vieillissement, essentiellement formé
de cuivre et contenant environ 0,1 à 1,2% de béryllium, envi-
ron 0,1 à 3,5% de nickel, au maximum environ 3% de cobalt, la teneur totale en nickel et cobalt étant d'environ 0,5 à 3,5%,
ayant une texture granulaire orientée, une résistance à l'écou-
lement plus grande en direction transversale qu'en direction
longitudinale et caractérisés par une microstructure compre-
nant une phase riche en nickel, résolvable optiquement, dis-
tincte de la phase primaire de bérylliure et des phases prin-
cipales de durcissement, et une combinaison de propriétés com-
prenant une grande résistance à l'écoulement, une grande duc-
tilité et une grande conductivité électrique.
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