WO2017081403A1 - Procédé d'élaboration d'alliages monocristallins à base de cuivre - Google Patents

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WO2017081403A1
WO2017081403A1 PCT/FR2016/052900 FR2016052900W WO2017081403A1 WO 2017081403 A1 WO2017081403 A1 WO 2017081403A1 FR 2016052900 W FR2016052900 W FR 2016052900W WO 2017081403 A1 WO2017081403 A1 WO 2017081403A1
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WO
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alloy
monocrystalline
polycrystalline
wire
temperature close
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PCT/FR2016/052900
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English (en)
Inventor
Alain Hautcoeur
André Eberhardt
Original Assignee
Nimesis Technology
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/006—Resulting in heat recoverable alloys with a memory effect
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C9/00—Alloys based on copper
    • C22C9/01—Alloys based on copper with aluminium as the next major constituent

Definitions

  • the invention relates to the field of metallurgy. It relates more particularly to a process for producing copper-based ternary or quaternary monocrystalline alloys.
  • Ternary alloys such as CuAlCl and CuAlBe are particularly fragile in the polycrystalline state. This fragility, due to the presence of grain boundaries, disappears when the alloy is monocrystalline.
  • the thermomechanical characteristics are greatly improved.
  • the superelastic strain then reaches 10% or even 20% under certain conditions and with a low hysteresis.
  • fatigue life is also improved (Lifetime of superelastic Cu-Al-Be single crystal wires under fatigue bending, Nathalie Siredey, Mater Sci and Eng A, 2005).
  • the first is based on recrystallization and is entirely in the solid state, it requires prior extensive hardening followed by a rise in temperature in the field of recrystallization. It applies to polycrystalline alloys that exhibit low temperature plasticity, which is not the case for shape memory copper alloys.
  • the second uses the passage through the liquid state, associated with the presence of a solid seed and the displacement of the solidification front at constant speed.
  • These are Bridgman-Stockbarger type processes, zone melting, Czochralski and Stepanov, which have been the subject of numerous developments in various forms (Principles of Solidification, Bruce Chalmers, 1964, Growth of Crystals, Kh. Bagdasarov, 1991).
  • the monocrystal develops in the liquid state, on an orientated seed, in a temperature gradient.
  • the passage through the liquid state requires the presence of a refractory crucible, non-reactive with the alloy in the liquid state.
  • the present invention therefore aims to propose new means to meet the disadvantages of the prior art. It is more particularly to propose a process for producing a copper-based ternary or quaternary monocrystalline alloy from the same polycrystalline alloy, characterized in that:
  • Said polycrystalline alloy is brought to a temperature close to melting by means of heating means;
  • the subject of the present invention is also a process in which the ternary or quaternary alloy based on monocrystalline copper obtained by the process of the invention is composed of copper in a proportion of at least 75% by weight.
  • FIG. 1 shows schematically a device for producing a monocrystalline copper-based alloy according to the method of the invention, adapted in particular to the implementation of the method of the invention;
  • FIG. 2 is an optical micrograph of a polycrystalline ternary CuAlBe alloy before implementation of the method of the invention
  • FIG. 3 is a micrograph of the same ternary CuAlBe alloy in monocrystalline form obtained by the method of the invention.
  • the present invention firstly relates to a process for producing a ternary or quaternary monocrystalline alloy based on copper 1 from the same polycrystalline alloy 2. characterized in that
  • Said polycrystalline alloy 2 is brought to a temperature close to melting by means of heating means 3;
  • a temperature close to melting is a temperature around the liquidus temperature of the alloy in a window of plus or minus 50 ° C, preferably in a window of plus or minus 30 ° C, more preferably in a window plus or minus 20 ° C.
  • the near melting temperature for a copper-based ternary or quaternary alloy can be between 900 and 1300 ° C.
  • the progressive cooling of the alloy brought to a temperature close to the melting can thus allow the start of the monocrystallization reaction and then its propagation.
  • a seed of monocrystalline alloy 1 may be added, without being essential, to facilitate the start of the monocrystallization reaction.
  • the method of the invention makes it possible to improve the kinetics of crystal formation.
  • the process for producing a ternary or quaternary monocrystalline alloy 1 based on copper is characterized in that:
  • said polycrystalline alloy 2 is heated at a first end 11, so as to obtain a zone 4 of polycrystalline alloy 2 brought to a temperature close to the melting point;
  • a process for producing at least one copper-based ternary or quaternary monocrystalline alloy wire 5 is characterized in that:
  • the polycrystalline alloy wire (s) 2 is placed in a tubular section 6 made of refractory material of suitable inner section.
  • An adapted internal section means that it has characteristics allowing engagement of the son or S wires inside. These characteristics are the shape and / or the dimensions. The arrangement of several son S in the same profile 6 allows an obvious productivity gain.
  • the polycrystalline alloy wire S has a section whose surface is between 0.1 and 100 mm 2 .
  • This range of section is that which is most suitable for the conditions described in the invention. Indeed, in this range, it is not essential to use an exogenous monocrystalline seed and its propagation along the alloy is easy.
  • the wire S is heated through said section 6 to a first end 11 so as to obtain a zone of polycrystalline alloy 4 brought to a temperature close to the melting point;
  • zones of the polycrystalline alloy wire 2 are warmed step by step to a temperature close to the melting point. , while cooling the previously heated zone to a solidification temperature, for the transformation of this polycrystalline alloy 2 of the wire S into a monocrystalline alloy 1.
  • Another advantage of the use of a tubular section 6 is the ability to process long lengths of alloy son S industrially, quickly and cheaply. In practice, it is possible to treat wire lengths up to 10 m.
  • the method of the invention makes it possible to obtain, from polycrystalline alloy 2, finished products ready for use without a step that can potentially alter the monocrystalline structure of the alloy 1, such as deformation, machining, etc.
  • the process for producing at least one alloy wire 1 comprises an additional step:
  • the process for producing at least one alloy wire S comprises another step:
  • a coating treatment of the polycrystalline alloy wire 2 is carried out consisting of coating it with a refractory product.
  • This refractory product may be of the same nature as the material used for the crucibles in the usual techniques for producing single crystals, that is to say graphite, alumina (Al 2 O 3) and silica (SiO 2), oxides of Be, Mg, Zr, Th, Ti.
  • the first is to keep the shape of the wire 5 during heating to a temperature close to melting. It is a mechanical support preserving the geometry of the wire S.
  • the second is to have several son 5 in the section 6 to gain productivity.
  • the son S during heating at a temperature close to the fusion can not merge with each other.
  • the coating treatment may also include the steps:
  • the polycrystalline son or s is dried at between 50 and 80 ° C .; then
  • the polycrystalline filament yarn (s) are heated between 200 ° and 300 ° C. for at least 40 minutes.
  • the process for producing at least one alloy wire S is specified by this characteristic:
  • the heating means 3 and / or said profile 6 is moved at a relative speed of between 0.1 and 50 cm / min, for zone heating at a temperature close to the melting of the wire 5. This relative speed enables the wire S to be able to reach the temperature close to the melting and ensures the propagation of a single single crystal without creating a new single crystal during progressive cooling.
  • the relative speed is the difference between the measurable speed of the heating means 3 and the speed of the alloy.
  • the heating means 3 and / or the alloy may be movable according to the desired embodiment.
  • said zone 4 brought to a temperature close to melting is between 0.1 and 10 cm in length.
  • This heating zone 4 is the most appropriate for bringing the alloy to a temperature close to the melting and cooling it in order to propagate the single crystal.
  • the method according to the invention may comprise one or more stages of heat treatment of the monocrystalline son or S which comprises at least one of the following steps:
  • the monocrystalline son or S son (s) is heated to a temperature greater than 800 ° C;
  • the monocrystalline son or S son (s) is heated at a temperature between 200 ° C and 300 ° C for at least 40 min.
  • the polycrystalline alloy 2 on which is implemented the method of the invention is an alloy composed of copper in a proportion of at least 75% by weight, relative to the total weight of the alloy.
  • the monocrystalline ternary or quaternary copper-based alloy 1 is of identical composition or very substantially identical to the composition of the starting polycrystalline alloy 2.
  • the composition of the monocrystalline ternary or quaternary alloy 1 it will be understood that the starting polycrystalline alloy 2 has an identical composition, or conversely.
  • the invention has the best results when the ternary or quaternary alloy 1 comprises at least 75% by weight of copper, preferably at least 82% by weight of copper, more preferably at least 88% by weight of copper.
  • this alloy 1 is composed of a ternary mixture CuAlNi, CuZnAl, CuAlMn or CuAlBe or a quaternary mixture CuZnAlNi.
  • alloys are particularly relevant in applications requiring metals or alloys of shape memory metals having superelasticity or shape memory properties.
  • FIG. 1 is an example of a device 100 suitable for use in carrying out the process described by the invention in the preparation of an alloy 1.
  • This device 100 comprises at least one profile 6 tubular refractory material and heating means 3.
  • the material of the profile 6 may be quartz, a ceramic, a metal or alloy of metals, a metal oxide or any other material having a melting temperature greater than the copper-based polycrystalline alloy 2 and without a chemical reaction when the latter is at a temperature close to melting.
  • the section 6 may have a section of round or square shape or any other shape.
  • a tubular section 6 is much easier to produce a crucible or an open mold or closed and can treat a wider variety of sections and lengths of son 5. This results in an additional gain in production costs.
  • the heating means 3 can be arranged in any position around the profile 6. These heating means 3 can be a high-frequency induction furnace or an oven comprising silicon carbide elements, a heating wire, infra-red lamps. -red, halogen lamps, etc.
  • the device 100 that can be used in the preparation of an alloy 1, obtained according to the process described by the invention, optionally comprises means for modifying the temperature gradient, such as a baffle.
  • the optimization of the temperature gradient allows better control of the heating and cooling temperature.
  • the means for modifying the temperature gradient may comprise an adjustable stainless steel baffle or any other material.
  • the tubular section 6 can be arranged on a fixed refractory table 7.
  • the heating means 3 can be movable.
  • a strand is cut to a length of 2 m
  • the wire is placed in a quartz tube
  • the heating means is moved at a speed of 5 mm / min;
  • FIG. 1 A micrograph of the section of CuAlBe polycrystalline alloy wire prior to the process of the invention is shown in FIG.
  • FIG. 1 A micrograph of the section of the wire of the same alloy but in monocrystalline form after the process of the invention is presented in FIG.

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Abstract

La présente invention concerne un procédé d'élaboration d'un alliage monocristallin ternaire ou quaternaire à base de cuivre (1) à partir du même alliage polycristallin (2). Ce procédé est caractérisé en ce que : On amène ledit alliage polycristallin (2) à une température proche de la fusion grâce à des moyens de chauffage (3); - On refroidit depuis une première extrémité (11) l'alliage porté à une température proche de la fusion pour la formation d'un germe d'alliage monocristallin (1); - Depuis cette première extrémité (11) jusqu'à une seconde extrémité opposée (21), on procède au refroidissement progressif pour la transformation par solidification de l'alliage polycristallin (2) en alliage monocristallin (1).

Description

Procédé d'élaboration d'alliages monocristallins à base de cuivre
L'invention concerne le domaine de la métallurgie. Elle concerne plus particulièrement un procédé d'élaboration d'alliages monocristallins ternaires ou quaternaires à base de cuivre.
Ces alliages de cuivre trouvent leur application dans des dispositifs utilisant l'effet mémoire de forme ou la superélasticité.
Les alliages ternaires tels que le CuAINi et CuAlBe sont particulièrement fragiles à l'état polycristallin. Cette fragilité, due à la présence de joints de grains, disparait lorsque l'alliage est monocristallin. Les caractéristiques thermo-mécaniques s'en trouvent très fortement améliorées. La déformation superélastique atteint alors 10 % voire 20 % sous certaines conditions et avec une hystérésis faible. De plus, la durée de vie en fatigue est également améliorée (Lifetime of superelastic Cu-Al-Be single crystal wires under bending fatigue, Nathalie Siredey, Mater. Sci. And Eng. A, 2005). En termes d'applications, il est possible de citer les fils guides en endoscopie ou les montures de lunettes. On peut également citer les actionneurs utilisant l'effet mémoire de forme et notamment dans un domaine de température situé au-delà de celui des alliages NiTi, jusqu'à environ 250°C.
L'art antérieur nous enseigne qu'il existe déjà de nombreux procédés pour obtenir des monocristaux que l'on peut regrouper en deux grandes classes.
La première repose sur la recristallisation et se fait entièrement à l'état solide, elle demande au préalable un écrouissage important suivi d'une élévation de température dans le domaine de la recristallisation. Elle s'applique aux alliages polycristallins qui présentent une plasticité à basse température, ce qui n'est pas le cas pour les alliages de cuivre à mémoire de forme.
La seconde utilise le passage par l'état liquide, associée à la présence d'un germe solide et du déplacement du front de solidification à vitesse constante. Il s'agit des procédés de type Bridgman- Stockbarger, fusion de zone, Czochralski et Stepanov qui ont fait l'objet de nombreux développements sous des formes diverses (Principles of Solidification, Bruce Chalmers, 1964 ; Growth of Crystals, Kh. S. Bagdasarov, 1991). Quelle que soit la méthode, le monocristal se développe à l'état liquide, sur un germe orienté, dans un gradient de température. Mis à part les méthodes de tirage (Crystal Pulling) le passage par l'état liquide nécessite la présence d'un creuset réfractaire, non réactif avec l'alliage à l'état liquide. Dans le domaine des températures de fusion des alliages de cuivre il est possible de citer, le graphite, l'alumine (AI2O3) et la silice (S1O2), les oxydes de Be, Mg, Zr, Th, Ti. Le graphite permet de réaliser, par usinage, des creusets de formes variées en deux parties pour faciliter le démoulage.
Ces différentes méthodes connues présentent divers inconvénients. A savoir, la vitesse de déplacement du front de fusion est généralement petite (de un à quelques dizaines de cm par heure). C'est une limitation fondamentale pour l'obtention de grandes quantités d'alliage monocristallin. En effet, le passage d'une production de laboratoire à petite échelle à une production industrielle à grande échelle est impossible dû aux coûts de production bien trop importants. Un autre inconvénient réside dans le fait que l'alliage, après fusion et refroidissement adopte la forme du creuset. Il ne s'agit donc que rarement d'un produit fini, de sorte qu'il est nécessaire de transformer ce monocristal par usinage ou mise en forme à chaud toujours associés à des phénomènes d'écrouissage/recristallisation susceptibles d'altérer le caractère monocristallin. Il apparait donc nécessaire de partir d'un alliage sous une forme très proche de la forme finale monocristalline.
La présente invention a donc pour objet de proposer de nouveaux moyens afin de répondre aux inconvénients de l'art antérieur. Il s'agit plus particulièrement de proposer un procédé d'élaboration d'un alliage monocristallin ternaire ou quaternaire à base de cuivre à partir du même alliage polycristallin caractérisé en ce que :
« On amène ledit alliage polycristallin à une température proche de la fusion grâce à des moyens de chauffage ;
- On refroidit depuis une première extrémité l'alliage porté à une température proche de la fusion pour la formation d'un germe d'alliage monocristallin ; • Depuis cette première extrémité jusqu'à une seconde extrémité opposée, on procède au refroidissement progressif pour la transformation par solidification de l'alliage polycristallin en alliage monocristallin. La présente invention a aussi pour objet un procédé dans lequel l'alliage ternaire ou quaternaire à base de cuivre monocristallin obtenu par le procédé de l'invention est composé de cuivre dans une proportion d'au moins 75 % en masse.
D'autres caractéristiques et avantages de la présente invention apparaîtront à la lecture de la description détaillée qui va suivre se rapportant à un exemple de réalisation donné à titre indicatif et non limitatif.
La compréhension de cette description sera facilitée en se référant aux dessins joints, dans lesquels :
- la figure 1 représente schématiquement un dispositif d'élaboration d'un alliage monocristallin à base de cuivre selon le procédé de l'invention, adapté notamment à la mise en oeuvre du procédé de l'invention ;
- la figure 2 est une micrographie optique d'un alliage ternaire polycristallin de CuAlBe avant mise en œuvre du procédé de l'invention ;
- la figure 3 est une micrographie du même alliage ternaire de CuAlBe sous forme monocristalline obtenu par le procédé de l'invention.
Ainsi et telle qu'illustrée par les figures 1 à 3, la présente invention concerne tout d'abord un procédé d'élaboration d'un alliage monocristallin ternaire ou quaternaire à base de cuivre 1 à partir du même alliage polycristallin 2. Ce procédé est caractérisé en ce que :
- On amène ledit alliage polycristallin 2 à une température proche de la fusion grâce à des moyens de chauffage 3 ;
- On refroidit depuis une première extrémité 11 l'alliage porté à une température proche de la fusion pour la formation d'un germe d'alliage monocristallin 1 ;
- Depuis cette première extrémité 11 jusqu'à une seconde extrémité opposée 21 , on procède au refroidissement progressif pour la transformation par solidification de l'alliage polycristallin 2 en alliage monocristallin 1.
Une température proche de la fusion est une température située autour de la température de liquidus de l'alliage dans une fenêtre de plus ou moins 50 °C, de préférence dans une fenêtre de plus ou moins 30 °C, de préférence encore dans une fenêtre de plus ou moins 20 °C. La température proche de la fusion pour un alliage ternaire ou quaternaire à base de cuivre peut être située entre 900 et 1300 °C.
Le refroidissement progressif de l'alliage porté à une température proche de la fusion peut ainsi permettre le démarrage de la réaction de monocristallisation puis sa propagation.
Un germe d'alliage monocristallin 1 peut être ajouté, sans être indispensable, pour faciliter le démarrage de la réaction de monocristallisation.
Grâce à ce procédé, le déplacement du front de température proche de la température de fusion le long de l'alliage est beaucoup plus rapide que ce qui est connu de l'art antérieur. Il est ainsi possible d'obtenir des cadences de production compatibles avec une échelle industrielle.
De plus, le procédé de l'invention permet d'améliorer la cinétique de la formation du cristal.
Avantageusement, le procédé d'élaboration d'un alliage monocristallin 1 ternaire ou quaternaire à base de cuivre est caractérisé en ce que :
- Au travers de moyens de chauffage 3 adaptés, on chauffe ledit alliage polycristallin 2 à une première extrémité 11, de manière à obtenir une zone 4 d'alliage polycristallin 2 porté à une température proche de la fusion ;
- Par déplacement relatif des moyens de chauffage 3 par rapport à l'alliage depuis ladite première extrémité 11 vers une seconde extrémité opposée 21 , on chauffe de proche en proche des zones de l'alliage polycristallin 2 jusqu'à une température proche de la fusion, tout en assurant le refroidissement de la zone préalablement chauffé jusqu'à une température de solidification pour la transformation de cet alliage polycristallin 2 en alliage monocristallin 1.
Préférentiellement, un procédé d'élaboration d'au moins un fil 5 d'alliage monocristallin 1 ternaire ou quaternaire à base de cuivre est caractérisé en ce que :
- On dispose le ou les fils 5 d'alliage polycristallin 2 dans un profilé tubulaire 6 en matériau réfractaire de section interne adaptée.
Une section interne adaptée signifie qu'elle présente des caractéristiques autorisant un engagement du ou des fils S à l'intérieur. Ces caractéristiques sont la forme et/ou les dimensions. La disposition de plusieurs fils S dans un même profilé 6 permet un gain de productivité évident.
De préférence, par exemple, le fil S d'alliage polycristallin 2 présente une section dont la surface est comprise entre 0,1 et 100 mm2.
Cette fourchette de section est celle qui est la plus adaptée aux conditions décrites dans l'invention. En effet, dans cette fourchette, il n'est pas indispensable d'utiliser un germe de monocristal exogène et sa propagation le long de l'alliage est aisée.
Lors du chauffage, la création d'un germe de monocristal endogène et sa propagation permettent ainsi d'éviter l'utilisation d'un germe de monocristal exogène. En effet, il suffit de chauffer à une température proche de la fusion une extrémité présentant une section réduite pour obtenir un monocristal qui pourra se propager le long du fil S d'alliage pendant la phase de refroidissement.
Âu travers de moyens de chauffage 3 adaptés, on chauffe, au travers dudit profilé 6, le fil S à une première extrémité 11 , de manière à obtenir une zone d'alliage polycristallin 4 porté à une température proche de la fusion ;
Par déplacement relatif des moyens de chauffage 3 par rapport audit fil S polycristallin depuis ladite première extrémité 11 vers une seconde extrémité 21 opposée, on chauffe de proche en proche des zones du fil S en alliage polycristallin 2 jusqu'à une température proche de la fusion, tout en assurant le refroidissement de la zone préalablement chauffée jusqu'à une température de solidification, pour la transformation de cet alliage polycristallin 2 du fil S en alliage monocristallin 1.
Un autre avantage, de l'utilisation d'un profilé tubulaire 6 est la possibilité de traiter de grandes longueurs de fils S d'alliage de façon industrielle, rapide et à moindre coût. En pratique, il est possible de traiter des longueurs de fils jusqu'à 10 m.
Le procédé de l'invention permet d'obtenir, à partir d'alliage polycristallin 2, des produits finis prêts à l'emploi sans étape pouvant potentiellement altérer la structure monocristalline de l'alliage 1, telle que déformation, usinage, etc.
Selon un mode particulier de réalisation de l'invention, le procédé d'élaboration d'au moins un fil 5 d'alliage 1 comprend une étape supplémentaire :
- On assure le passage d'un gaz ou mélange de gaz dans ledit profilé 6. Le passage de gaz peut s'effectuer dans l'espace 61 séparant le ou les fils 5 de la paroi interne du profilé 6. De façon accessoire, ce ou ces gaz comprennent un gaz neutre ou inerte tel que le diazote ou l'argon. En évitant l'oxydation, les gaz neutres ou inertes permettent d'obtenir un état de surface de fil S plus homogène et à moindre défaut. De façon avantageuse, le procédé d'élaboration d'au moins un fil S d'alliage comprend une autre étape :
- On effectue un traitement d'enduction du fil 5 en alliage polycristallin 2 consistant à le revêtir d'un produit réfractaire.
Ce produit réfractaire peut être de même nature que le matériau utilisé pour les creusets dans les techniques usuelles d'élaboration de monocristaux, c'est-à-dire le graphite, L' alumine (AI2O3) et la silice (S1O2), les oxydes de Be, Mg, Zr, Th, Ti.
Ce traitement, s'il est présent, est effectué préalablement à la mise en place du fil S dans le profilé tubulaire 6. Le produit réfractaire de maintien présente plusieurs avantages.
Le premier est de garder la forme du fil 5 lors du chauffage à une température proche de la fusion. C'est un maintien mécanique préservant la géométrie du fil S.
Le second est de pouvoir disposer plusieurs fils 5 dans le profilé 6 afin de gagner en productivité. Ainsi les fils S, lors du chauffage à une température proche de la fusion ne peuvent pas fusionner entre eux.
Le traitement d'enduction peut comprendre aussi les étapes :
- On sèche le ou lesdits fils S polycristallin entre 50 et 80 °C ; puis
- On chauffe le ou lesdits fils 5 polycristallin entre 200 et 300 °C pendant au moins 40 min.
Ces deux étapes peuvent suivre l'étape de revêtement avec un produit réfractaire. De façon préférentielle, le procédé d'élaboration d'au moins un fil S d'alliage est précisé par cette caractéristique :
- On déplace les moyens de chauffage 3 et/ou ledit profilé 6 à une vitesse relative comprise entre 0,1 et 50 cm/min, pour le chauffage de zone en zone à une température proche de la fusion du fil 5. Cette vitesse relative permet au fil S de pouvoir atteindre la température proche de la fusion et assure la propagation d'un seul monocristal sans création de nouveau monocristal lors du refroidissement progressif.
La vitesse relative est la différence entre la vitesse mesurable des moyens de chauffage 3 et la vitesse de l'alliage. Ainsi, les moyens de chauffage 3 et/ou l'alliage peuvent être mobiles suivant le mode de réalisation désiré.
Selon un autre mode particulier de réalisation, ladite zone 4 portée à une température proche de la fusion est comprise entre 0,1 et 10 cm de longueur.
La longueur de cette zone de chauffage 4 est la plus appropriée pour porter l'alliage à une température proche de la fusion et le refroidir afin de pouvoir propager le monocristal.
Le procédé selon l'invention peut comprendre une ou plusieurs étapes de traitement thermique du ou des fils S monocristallins qui comprend au moins une des étapes suivantes :
- On chauffe le ou lesdits fils S monocristallin(s) à une température supérieure à 800°C ;
- On trempe le ou lesdits fils S monocristallin(s) dans un liquide refroidissant tel que l'eau ou l'huile ;
- On chauffe le ou lesdits fils S monocristallin(s) à une température comprise entre 200°C et 300°C pendant au moins 40 min.
Ce ou ces traitements peuvent permettre de supprimer la présence de précipités au sein du matériau et de stabiliser l'alliage monocristallin 1.
Tout préférentiellement, l'alliage polycristallin 2 sur lequel est mis en oeuvre le procédé de l'invention est un alliage composé de cuivre dans une proportion d'au moins 75% en masse, par rapport à la masse totale de l'alliage.
Pour mémoire, l'alliage monocristallin ternaire ou quaternaire à base de cuivre 1 est de composition identique ou très sensiblement identique à la composition de l'alliage polycristallin 2 de départ.
Ainsi, dans la suite de la description, s'il est fait référence à la composition de l'alliage monocristallin ternaire ou quaternaire 1, on entendra que l'alliage polycristallin 2 de départ présente une composition identique, ou inversement. L'invention présente les meilleurs résultats quand l'alliage 1 ternaire ou quaternaire comprend au moins 75 % en masse de cuivre, de préférence au moins 82 % en masse de cuivre, de préférence, encore, au moins 88 % en masse de cuivre.
Selon encore un autre mode de réalisation, cet alliage 1 est composé d'un mélange ternaire CuAINi, CuZnAl, CuAlMn ou CuAlBe ou d'un mélange quaternaire CuZnAlNi.
Ces alliages sont particulièrement pertinents dans les applications nécessitant des métaux ou alliages de métaux à mémoire de forme ayant des propriétés de superélasticité ou de mémoire de forme.
Sur la figure 1 jointe est illustré un exemple d'un dispositif 100, apte à être utilisé pour la mise en oeuvre du procédé décrit par l'invention, dans l'élaboration d'un alliage 1. Ce dispositif 100 comprend au moins un profilé 6 tubulaire en matériau réfractaire et des moyens de chauffage 3.
Le matériau du profilé 6 peut être du quartz, une céramique, un métal ou alliage de métaux, oxyde métallique ou tout autre matériau ayant une température de fusion supérieure à l'alliage polycristallin 2 à base de cuivre et sans réaction chimique quand ce dernier est à une température proche de la fusion.
Le profilé 6 peut avoir une section de forme ronde ou carrée ou toute autre forme quelconque.
II est ainsi possible d'obtenir grâce au procédé de l'invention des fils S de section ronde, carrée ou de toute autre forme ou des fils S de toute forme suivant les applications pour lesquelles un alliage ternaire ou quaternaire monocristallin 1 à base de cuivre est nécessaire.
Un profilé tubulaire 6 est beaucoup plus aisé à produire qu'un creuset ou un moule ouvert ou fermé et permet de traiter une plus grande variété de sections et de longueurs de fils 5. Il en résulte un gain supplémentaire dans les coûts de production.
Il est possible selon l'invention d'utiliser plusieurs profilés 6 à la fois pour des mêmes moyens de chauffage 3 afin de gagner encore en productivité. Ainsi, en pratique, il est possible de produire des fils 5 monocristallins jusqu'à une cadence de 20 m/min. Ainsi, il est aussi possible de produire une très grande quantité de fils S en combinant la possibilité de traiter plusieurs fils 5 dans un même profilé 6 et celle d'utiliser plusieurs profilés pour des mêmes moyens de chauffage 3.
Les moyens de chauffage 3 peuvent être disposés dans n'importe quelle position autour du profilé 6. Ces moyens de chauffage 3 peuvent être un four à induction hautes fréquences ou un four comprenant des éléments en carbure de silicium, un fil chauffant, des lampes infra-rouge, lampes halogènes, etc.
Le dispositif 100 pouvant être utilisé dans l'élaboration d'un alliage 1, obtenu selon le procédé décrit par l'invention, comprend éventuellement des moyens de modification du gradient de température, tels qu'un baffle.
L'optimisation du gradient de température permet un meilleur contrôle de la température de chauffage et refroidissement. Les moyens de modification du gradient de température peuvent comprendre un baffle réglable en acier inoxydable ou tout autre matériau.
Le profilé tubulaire 6 peut être disposé sur une table réfractaire fixe 7. Dans cette configuration, les moyens de chauffage 3 peuvent être mobiles.
Un exemple de réalisation du procédé de l'invention est décrit ci-après.
- On nettoie un fil d'alliage polycristallin de CuAlBe ;
- On découpe un brin à une longueur de 2 m ;
- On effectue un revêtement d'enduction par pulvérisation ;
- On sèche le fil pendant 1 h ;
- On dispose le fil dans un tube de quartz ;
- On chauffe à 1200 °C le fil à travers le tube ;
- On déplace les moyens de chauffage à une vitesse de 5 mm/min ;
- On nettoie le fil monocristallin.
Une micrographie de la section du fil d'alliage polycristallin de CuAlBe avant le procédé de l'invention est présentée en figure 2.
Une micrographie de la section du fil du même alliage mais sous forme monocristalline après le procédé de l'invention est présentée en figure 3.
Dans les deux photographies, l'échelle représentée est de 1/100.

Claims

Revendications
1. Procédé d'élaboration d'un alliage monocristallin ternaire ou quaternaire à base de cuivre (1) à partir du même alliage polycristallin (2) caractérisé en ce que :
- Qn amène ledit alliage polycristallin (2) à une température proche de la fusion grâce à des moyens de chauffage (3) ;
- On refroidit depuis une première extrémité (11) l'alliage porté à une température proche de la fusion pour la formation d'un germe d'alliage monocristallin (1) ;
- Depuis cette première extrémité (11) jusqu'à une seconde extrémité opposée (21), on procède au refroidissement progressif pour la transformation par solidification de l'alliage polycristallin (2) en alliage monocristallin (1).
2. Procédé d'élaboration d'un alliage selon la revendication 1 caractérisé en ce que :
- Au travers de moyens de chauffage (3) adaptés, on chauffe ledit alliage polycristallin (2) à une première extrémité (11), de manière à obtenir une zone (4) d'alliage polycristallin (2) porté à une température proche de la fusion ;
- Par déplacement relatif des moyens de chauffage (3) par rapport à l'alliage depuis ladite première extrémité (11) vers une seconde extrémité opposée (21), on chauffe de proche en proche des zones de l'alliage polycristallin (2) jusqu'à une température proche de la fusion, tout en assurant le refroidissement de la zone préalablement chauffé jusqu'à une température de solidification pour la transformation de cet alliage polycristallin (2) en alliage monocristallin.
3. Procédé d'élaboration d'au moins un fil d'alliage monocristallin ternaire ou quaternaire à base de cuivre selon la revendication 1 ou 2, caractérisé en ce que :
- On dispose le ou les fils (S) d'alliage polycristallin (2) dans un profilé tubulaire (6) en matériau réfractaire de section interne adaptée.
4. Procédé d'élaboration selon la revendication 3, caractérisé en ce que le fil (S) d'alliage polycristallin (2) comprend une section dont la surface est comprise entre 0,1 et 100 mm2.
5. Procédé d'élaboration selon l'une quelconque des revendications 3 ou 4, caractérisé en ce que : - On assure le passage d'un gaz ou mélange de gaz dans ledit profilé (6).
6. Procédé d'élaboration selon l'une quelconque des revendications 3 à 5, caractérisé en ce que :
- On effectue un traitement d'enduction du fil (5) en alliage polycristallin (2) consistant à le revêtir d'un produit réfractaire.
7. Procédé d'élaboration selon l'une quelconque des revendications 3 à 6, caractérisé en ce que :
- On déplace les moyens de chauffage (3) et/ou ledit profilé (6) à une vitesse relative comprise entre 0,1 et 50 cm/min, pour le chauffage de zone en zone à une température proche de la fusion du fil (5).
8. Procédé selon l'une quelconque des revendications 2 à 7, caractérisé en ce que ladite zone (4) est comprise entre 0,1 et 10 cm de longueur.
9. Procédé d'élaboration selon l'une quelconque des revendications 1 à 8, caractérisé en ce que l'alliage ternaire ou quaternaire à base de cuivre monocristallin (1), ainsi que le même alliage polycristallin (2), sont composés de cuivre dans une proportion d'au moins
75 % en masse.
10. Procédé d'élaboration selon la revendication 9, caractérisé en ce que lesdits alliages (1, 2) sont composés d'un mélange ternaire CuAINi, CuZnAl, CuAlMn ou CuAlBe ou d'un mélange quaternaire CuZnAlNi.
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