Comme dans le cas des alliages du système Cu-Ni-Sn, une brève étude bibliographique du comportement thermodynamique du système ternaire Cu-Ni-Si a été réalisée afin de définir les structures stables pouvant
précipiter ainsi que les domaines de stabilité de la solution solide. Cette étude thermodynamique est consacrée aux alliages riches en cuivre.
L’étude des isoplètes du système Cu-Ni-Si dans le coin riche en cuivre présentent un domaine monophasé α de structure cristallographique c.f.c dont l’étendue est fonction de la teneur en nickel et silicium. L’augmentation de la concentration en nickel à pour effet de diminuer la solubilité du silicium le cuivre étendant ainsi les domaines biphasé α+γ' et triphasé α+γ'+γ au détriment du domaine monophasé α et à moindre mesure du domaine biphasé α+γ (Figure 23 et Figure 24).
Figure 23: Isoplete calculée à 1% en masse de Ni dans le coin riche en cuivre du système Cu-Ni-Si, avec les
données expérimentales [2005MIE]
Figure 24: Isoplete calculée à 5% en masse de Ni dans le coin riche en cuivre du système Cu-Ni-Si, avec les
données expérimentales [2005MIE]
La phase d’équilibre γ’-Ni5Si2 (ou encore désignée Ni31Si12) est caractérisée par une structure cristallographique de type hexagonal et a pour paramètres de maille a=0.66711nm, c=1.2282nm [1958PEA]. Cette phase se forme par la solidification du liquide, soit par réaction eutectique, soit par réaction péritectique comme l’illustre le diagramme d’équilibre des phases du système binaire Ni-Si (Figure 25).
Figure 25: Le diagramme d'équilibre de phases du système binaire Ni-Si est caractérisé par de nombreux intermétalliques du côté riche en nickel [1992ASM]
La phase γ du système ternaire Cu-Ni-Si est décrite suivant les auteurs comme étant une solution solide de nickel dans la phase binaire γ-Cu5Si (signifiant implicitement une conservation de la stœchiométrie) [1939OKA], ou un composé ternaire [1973NOV]. La phase γ-Cu5Si du système binaire Cu-Si à l’équilibre thermodynamique est caractérisée par une structure cristallographique cubique de paramètre de maille s’élevant à 0.6223nm [1958PEA]. La diminution de la température abaisse les limites de solubilité des éléments nickel et silicium dans la solution solide ternaire α. Ainsi, la limite de solubilité du silicium dans la solution solide ternaire α est d’autant plus importante que la température est élevée et que la solution est riche en nickel passant par un minimum pour une teneur massique en nickel variant entre approximativement 3% à 10% en masse comme l’illustrent les sections isothermes calculées à 900°C et 800°C (Figure 26 et Figure 27).
Figure 26: Section isotherme calculée dans le coin Cu-Ni du système ternaire Cu-Ni-Si à 900°C avec les données
expérimentales [2005MIE]
Figure 27: Section isotherme calculée dans le coin riche en cuivre du système ternaire Cu-Ni-Si à 800°C avec les
données expérimentales [2005MIE]
Pour des températures inférieures à 700°C, les références expérimentales du système Cu-Ni-Si à l’équilibre sont peu nombreuses et les descriptions thermodynamiques sont discordantes. En effet, le modèle thermodynamique du système ternaire prédit un abaissement marqué des limites de solubilités des siliciures de nickel dans la solution solide ternaire α avec la diminution de la température [2005MIE], ce qui n’a pas été attesté par les rares résultats expérimentaux [1973SOK] (Figure 28 et Figure 29).
Figure 28: Section isotherme calculée à 500°C dans le coin riche en cuivre du système ternaire Cu-Ni-Si
Figure 29: Section isotherme expérimentale du système ternaire Cu-Ni-Si à 500°C [1973SOK]
Cependant, les seules données expérimentales complètes pour des températures inférieures à 700°C, sont la section isotherme à 500°C établie par E.M.Sokolovskaya [1973SOK]. D’après cette dernière, la limite de solubilité de la solution solide α est moins importante dans le coin riche en cuivre que dans le coin riche en nickel, passant par un minimum à 1-2% atomique en silicium pour un intervalle de composition en cuivre variant de 60 à 80% atomique (Figure 29).
D’autre part, le coin riche en cuivre présente une succession de domaines biphasés et triphasés où la solution solide ternaire α est en équilibre avec des composés du système binaire Ni-Si. Ainsi, trois domaines biphasés sont distingués : deux larges, s’étendant jusque dans le coin riche en nickel et correspondant à l’équilibre entre la phase α et les composés Ni5Si2 (Ni31Si12), et Ni2Si, respectivement et un domaine plus réduit où la phase α est en équilibre avec la phase ternaire γ dont la description qui en est donnée conforte celle d’Okamoto [1939OKA]. Ces domaines biphasés délimitent deux domaines triphasés où la solution solide ternaire α coexiste soit avec les phases Ni5Si2 (Ni31Si12) et Ni2Si soit avec les phases γ et Ni2Si.
Le composé Ni2Si existe sous deux structures cristallographiques : la première est caractérisée par une structure hexagonale et a pour paramètre de maille a=0.38361nm, et c=0.49481nm [1958PEA], tandis que la seconde est caractérisée par une structure orthorhombique avec des paramètres de maille a=0.499nm, b=0.372nm, et c=0.706nm [1958PEA]. D’après le diagramme d’équilibre des phases du système binaire Ni- Si (Figure 25), la phase δ-Ni2Si apparaît stable à des températures inférieures à 825°C, à la différence de la phase ϑ-Ni2Si qui à partir de cette température se décompose par réaction eutectoïde en δ-Ni2Si et ε-Ni3Si. La phase δ-Ni2Si est importante pour le système Cu-Ni-Si du fait des propriétés mécaniques qu’elle semble conférer aux alliages riches en cuivre dilués basés sur le système ternaire Cu-Ni-Si. M.G.Corson[1927COR] a établi un diagramme d’équilibre pseudo binaire Cu-Ni2Si (Figure 30) qui présente une réaction eutectique conduisant à l’équilibre de la solution solide α avec la phase ϑ-Ni2Si et une réaction polymorphique de cette phase en δ-Ni2Si à plus faible température (810°C), le cuivre stabilisant la phase ϑ-Ni2Si à haute température.
Figure 30: Digramme d'équilibre pseudo binaire Cu-Ni2Si établi en
1927 par M.G.Corson [1927COR]