3.1. Des formes... ouvertes ou fermées ?

1Les vases métalliques du dépôt d’Évans présentent tous des formes dites de « révolution » ; c’est-à-dire qu’elles sont générées par la rotation d’une courbe plane autour d’un axe situé dans le plan de cette courbe dite « génératrice ». Cette dernière est, en d’autres termes, le demi-profil qui, pour former le fond du vase, s’appuie sur l’axe de symétrie. Bien entendu, cette première caractéristique ne prend pas en compte les dispositifs de préhension tels que les anses et les attaches d’anses.

2Pour une grande majorité des objets, la forme est largement ouverte ; elle se referme cependant légèrement, de façon plus ou moins marquée, au niveau du bord, dans le cas du chaudron (n^o 1) et des puisoirs du type « Egyek » (n^os 3, 29, 39 et 45), ou un peu en dessous de celui-ci, dans les autres cas. Trois catégories d’objets font exception ; ce sont les petites bouteilles, au nombre de six (n^os 4, 5, 6, 7, 35 et 38), l’unique vase biconique (n^o 2) et la situle (n^o 47). Il est remarquable que ces huit objets, dont la forme se referme vers l’embouchure, sont réalisés en plusieurs pièces principales : deux pour le vase biconique, trois pour les bouteilles et la situle. Il est nécessaire de distinguer les pièces principales qui constituent le récipient, le corps de l’objet, des pièces secondaires comme les anses, les attaches d’anses, les rivets et les joncs des « cols roulés ».

3Une autre caractéristique commune à presque tous les objets, lorsque cette partie est conservée, est la présence d’un pied, le plus souvent annulaire. Les exceptions sont les six bouteilles une seconde fois, les deux passoires (n^os 9 et 10) et la situle (n^o 47) connue de manière très fragmentaire.

4Chaque objet, ou le cas échéant chaque pièce principale des objets qui en comportent plusieurs, est, par rapport à l’axe de révolution, « sans couture » ; la panse de la situle, avec deux lignes de rivets parallèles à l’axe de rotation, semble être la seule exception.

5Ainsi, il est possible de distinguer sept modèles de forme qui peuvent être distribués dans quatre types, dont deux présentent des variantes ; les différents types et variantes sont représentés dans la figure 53. Naturellement, cette classification ne prend en compte que la forme générale du récipient et n’intègre aucunement les dispositifs de préhension, comme par exemple la présence d’une anse qui distingue une tasse d’une coupe. Les variantes, lorsqu’elles existent, se séparent par la forme du fond du vase. La courbure du fond de la panse est monotone, c’est-à-dire sans changement de sens, dans le cas de la variante « c » qui présente ainsi un fond convexe lorsqu’il est vu de l’extérieur. La courbure présente un seul point de rebroussement (du style du pied de la lettre V) pour la variante « b », formant ainsi ce qui est habituellement appelé un ombilic. Dans le cas de la variante « a », on observe deux ou trois points de rebroussement qui forment alors un pied annulaire.

6Le type 1 correspond à la forme très ouverte des coupes avec une lèvre qui s’évase en une sorte de marli. Le fond comporte un pied annulaire pour la variante 1a ; le pied est réduit à un cercle pour le modèle à ombilic du type 1b ; pour le type 1c, le profil du bas de la panse est convexe. L’allure classique des chaudrons du type de celui présent dans le dépôt se retrouve pour le type 2 ; seule la variante avec le pied annulaire semble être présente. Il est à noter que le bord des vases de ce type est sans lèvre. Le type 3 présente un col avec une lèvre formant marli ; les deux variantes observées correspondent à un fond à ombilic (type 3b) ou bien convexe (type 3c). Le profil du type 3 est caréné ; pour le type 3b, il est à noter que les deux rebroussements situés au voisinage du diamètre maximal sont observés sur l’unique représentant de ce type. Le type 4 est nettement à part ; il se distingue de tous les autres types et variantes, principalement par le caractère plat du fond.

3.2. Des questions techniques préalables

3.2.1. Le formage des pièces

7La première caractérisation technique de tout objet est le nombre des pièces qui le constituent. Au regard de la typologie morphologique décrite précédemment, il est remarquable que tous les objets de forme ouverte, soit des types 1 et 2, sont réalisés en une seule pièce principale. En revanche, les objets des formes des types 3 et 4, qualifiées de « refermées », sont tous en plusieurs pièces principales.

8Si l’on écarte le type 4d qui diffère des autres par de nombreux caractères, les deux pièces principales constitutives du type 3b et les trois pièces constitutives du type 3c présentent également toutes des formes ouvertes, ainsi que l’illustre la figure 54. En effet, le caractère ouvert des fonds des deux variantes du type 3 est évident ; le fond du type 3b est très proche d’un vase du type 1b ; le fond du type 3c est proche du type 1c. Le caractère ouvert devient également évident pour les trois autres pièces pour peu qu’on les oriente avec l’ouverture la plus large vers le haut. Ces trois dernières pièces sont percées, d’une manière voisine de celle d’un entonnoir ; la figure 54 présente des propositions de formes transitoires qui seront discutées plus loin ; il apparaît alors qu’elles sont d’une forme générale proche du type 1c.

9Une des questions qui se posent alors est : comment ont été réalisées ces formes ouvertes ? Si l’on élimine a priori une fabrication directe en fonderie, il faut avoir recours à la déformation plastique. Pour le moment cette exclusion n’est justifiée que par l’examen visuel des objets, mais nous serons en mesure de vérifier ou d’infirmer les hypothèses proposées avec des moyens de laboratoire.

10Dans le cadre de la culture technique contemporaine, deux grandes voies peuvent être distinguées pour la fabrication d’une coupelle par déformation plastique ; en termes de mécanique des matériaux, elles sont désignées comme deux trajectoires de déformation : l’expansion biaxiale et la rétreinte ; ces deux façons de procéder sont illustrées schématiquement sur la figure 55. Il s’agit de cas limites ayant d’abord une valeur classificatoire théorique ; bien qu’extrême, chacun est pratiquement possible, mais une trajectoire réelle peut aussi être intermédiaire ou bien évoluer d’un cas à l’autre. De plus, il est indispensable de s’interroger sur la façon dont le flan de départ est obtenu.

11La production massive de tôles par laminage s’est mise en place progressivement dans le courant du xix^e siècle ; dans ce contexte industriel, le travail en rétreinte est devenu un mode de formage très courant, voire privilégié. En effet, en partant d’une tôle mince, et bien sûr plate, il est relativement aisé de réaliser toutes les formes, depuis les formes très ouvertes, du type 1, jusqu’aux formes les plus fermées, du type 3c.

12Par tôle mince, il faut entendre un demi-produit plat obtenu par un important travail de déformation plastique résultant aussi bien d’un martelage manuel que d’un laminage motorisé. Rappelons que le procédé de laminage consiste à écraser la pièce de métal que l’on travaille entre deux rouleaux afin d’en réduire l’épaisseur. Pour un tel demi-produit, une des dimensions, l’épaisseur, est de plusieurs ordres de grandeur plus faible que les deux autres. Typiquement les épaisseurs se situent dans la fourchette qui va de quelques centimètres pour des blindages à moins de 0,1 mm pour des emballages alimentaires, en passant par quelques dixièmes de millimètres pour les carrosseries d’automobiles ou d’appareils ménagers ou bien encore pour les vases protohistoriques et antiques. L’épaisseur des produits de départ, des ébauches obtenues par fonderie, varie suivant les cas de quelques dizaines de centimètres à quelques millimètres dans le monde industriel. Pour une fabrication précise de tôles de bronzes, en service actuellement, l’épaisseur de l’ébauche, résultant d’une coulée continue, est de 15 mm (Welter, 1998). Dans les cultures anciennes, en ce qui concerne le travail artisanal réalisé à la main, c’est-à-dire sans martinet ni marteau-pilon, l’épaisseur de l’ébauche se situe généralement vers quelques millimètres, typiquement dans la fourchette de 3 à 6 mm (Pernot, 2000).

13Une autre caractéristique très importante à prendre en compte pour une tôle est la valeur de sa surface. En effet, des installations industrielles sont capables aujourd’hui de produire des tôles d’acier de plusieurs mètres de large sur plusieurs dizaines de mètres de long. Dans le cas du laminage, il faut noter que la largeur du produit varie peu pendant le travail ; une règle générale est que la déformation plastique s’effectue à volume constant, ainsi pratiquement tout ce qui est perdu en épaisseur est gagné en allongement. Pour ce qui est des bronzes aujourd’hui, une largeur de 735 mm représente encore un record (Welter, 1998). Ces chiffres montrent combien il faut être prudent, même sur la façon de poser les problèmes. Ainsi, dans les cultures anciennes, fabriquer une pièce de 0,7 mm d’épaisseur sur quelques centimètres carrés de surface ne représente pas du tout la même difficulté que si la pièce fait quelques décimètres carrés11.

14Si l’on revient maintenant à la rétreinte, ce mode de déformation a, parmi d’autres avantages, l’intérêt de ne provoquer que de faibles variations d’épaisseur ; ce qui est perdu en diamètre par contraction circonférencielle est presque entièrement transformé en allongement radial. Ce mode permet donc un certain contrôle de l’épaisseur et de rendre minimes les risques d’apparition de fissures. Il faut insister sur le fait que la réalisation par rétreinte, en une seule pièce, d’une forme du type 3c est possible. Ce choix technique est celui qui vient spontanément à l’esprit d’un batteur de métal contemporain puisqu’il dispose de tôles de tous les formats ; il lui suffit de choisir la bonne épaisseur. Il est clair, la donnée archéologique le montre, que 30 siècles plus tôt, le batteur de métal ne raisonnait pas de la même façon ; tout d’abord, il choisissait d’assembler plusieurs pièces pour faire une forme fermée. Ce choix se retrouve pour d’autres objets que ceux du dépôt d’Évans, par exemple pour les bouteilles de type 3c du dépôt de Blanot (Thevenot, 1991), ou bien dans le cas du vase à puiser de la sépulture du tumulus Géraud de Saint-Romain-de-Jalionas (Verger, Guillaumet, 1988 ; Pernot, Montheillet, 1994).

15Maintenant pour alimenter le débat entre expansion et rétreinte, il faut aussi prendre en compte le fait que l’expansion biaxiale permet également de faire des formes fermées. Le schéma de la figure 56 décrit l’obtention d’une forme ouverte, mais il est possible de poursuivre l’expansion ; ce qui limite la possibilité d’expansion est la « réserve » de métal. C’est-à-dire qu’il faut que l’amincissement conduise à une valeur de l’épaisseur qui reste compatible avec la résistance mécanique recherchée pour la pièce et avec le risque d’amorçage de fissures. L’obtention par expansion d’une forme du type 2a ne pose pas de problème ; il « suffit » de « gonfler » le métal sous le bord. L’obtention d’une forme du type 3c uniquement par expansion est possible à condition de donner à l’ébauche de fonderie une géométrie adaptée où le col est déjà présent. Des études ont montré que cette dernière solution a très certainement été choisie pour des chaudrons dont la forme est du type 2a (Piccardo, Pernot, 1997), mais aussi pour le récipient du cratère de Vix et des hydries de Paestum (Pernot, 2003) ; il s’agit bien sûr d’une période nettement plus récente, les vi^e-v^e siècles avant J.-C., et dans les derniers cas d’une autre aire culturelle, la Grande Grèce. Toujours dans ces derniers cas, en particulier pour certaines des hydries de Paestum, nous sommes convaincus que le col a été coulé à la forme finale et que la panse a été « sortie » par expansion ; sans avoir pu en rechercher la preuve absolue, nous pensons qu’il en est de même pour la plupart des œnochoés à bec tréflé par exemple. En termes d’histoire des techniques, il est intéressant de tenter de rechercher si les solutions où l’expansion est dominante, voire exclusive, sont systématiquement adoptées dans les périodes anciennes, le travail en rétreinte n’apparaissant alors, pour ce qui concerne le bronze, qu’à une période plus récente. Ce débat reste très ouvert car les travaux de Barbara Armbruster concluent que, dans la péninsule ibérique et pour le formage de vases en or, la rétreinte est en usage dès le Bronze final (Armbruster, 2000).

16Pour résumer, l’artisan doit, par fonderie, réaliser une ébauche qu’il travaillera ensuite par des passes de déformation plastique séparées par des recuits de recristallisation. Une première série de questions se pose alors à lui :

• quelle doit être la géométrie précise de l’ébauche ?
• avec quel procédé de fonderie couler l’ébauche ?
• quel alliage choisir ?

17Ensuite vient la seconde série de questions :

• comment conduire la déformation plastique ?
• avec quels outils ?
• dans quelles conditions effectuer les recuits de recristallisation ?

18Des éléments de réponses à ces différentes questions seront bien sûr apportés par l’étude des objets ; cependant avant d’entamer celle-ci, des considérations sur les qualités des alliages peuvent être abordées dès maintenant. En revanche, les questions qui concernent les étapes postérieures au formage, c’est-à-dire l’assemblage et la décoration ne seront examinés que plus loin dans ce texte. En outre, il faut toujours garder présent à l’esprit que toutes ces questions ne sont pas indépendantes ; de façon récurrente, nous retrouvons qu’il ne s’agit pas d’un empilement simple, où répondre à une question permet de passer, sans avoir à y revenir, à la suivante.

3.2.2. Le choix de l’alliage

19Une fois établi le nombre des pièces d’un objet, le second niveau de caractérisation consiste à déterminer avec quel matériau précis a été réalisée chaque pièce. S’agit-il d’un vrai bronze, c’est-à-dire d’un alliage binaire cuivre-étain ? Si oui, quelle proportion d’étain a été ajoutée au cuivre ? Quelle était la qualité du cuivre ? Rappelons que la teneur en étain se relie à trois catégories de paramètres qui relèvent des champs esthétique, économique et technologique.

20La teneur en étain détermine en grande partie la couleur de l’alliage. Le cuivre est rouge ; additionné d’étain il devient progressivement jaune. Vers 5 % d’étain, l’alliage est rose ; il est rose-doré vers 10 % pour devenir franchement doré vers 15 %. Les connaissances actuelles de la métallurgie physique nous indiquent, au travers du diagramme d’équilibre de phases (fig. 57), que la limite de solubilité de l’étain dans le cuivre est de 15,8 % entre 500 et 600° C ; au-delà de cette limite, l’alliage vire progressivement au blanc ; cette couleur est atteinte vers 30-40 % d’étain. D’autre part, l’étain coûte aujourd’hui nettement plus cher que le cuivre ; il en a certainement toujours été de même12. En conséquence, il est vraisemblable que l’affirmation – plus un bronze est chargé en étain plus il est cher – était déjà valable dans les périodes protohistoriques.

21Par rapport aux questions précédemment posées, la caractéristique la plus intéressante est l’aptitude de l’alliage à la déformation plastique. Cette capacité de déformation est très fortement dépendante de l’homogénéité de l’alliage. En effet, la présence d’autres phases, dispersées dans la phase majoritaire (appelée première phase ou parfois matrice), est nocive. La cause en est simple. La frontière entre deux phases, qui ont toujours des comportements plastiques différents, au moins quelque peu, est un lieu de concentration des contraintes mécaniques. Des décohésions peuvent alors se produire ; les interfaces sont ainsi toujours des sites potentiels d’amorçage de microfissures. Si tel est le cas, de la poursuite de la déformation résulte une propagation des microfissures qui peuvent conduire à l’apparition de fissures macroscopiques qui aboutissent à la rupture de la pièce. Pour désigner cette forme d’hétérogénéité (il y en a d’autres !) nous parlerons d’état inclusionnaire. Deux aspects sont alors à prendre en considération : la thermodynamique de la solidification et la propreté de l’alliage.

22Une ébauche de fonderie doit être réalisée. Dans les conditions réelles d’un procédé de fonderie, la vitesse de refroidissement est trop rapide pour que le diagramme – d’équilibre – de la figure 57 soit respecté. Cela se relie à la grande largeur du fuseau du domaine de coexistence des phases liquide et solide (en haut à gauche du diagramme ; cf. fig. 57c) et aux faibles valeurs des coefficients de diffusion des atomes en présence. En particulier, ces coefficients contrôlent la plupart des changement de phase, et imposent ainsi des cinétiques relativement lentes ; en d’autres termes, il faut du temps pour que les transformations s’opèrent et d’autant plus de temps que la température (qui est en chute) est basse. En conséquence, la limite de solubilité de l’étain apparaît fortement déplacée vers les basses teneurs ; de plus les transformations situées en dessous de 400° C environ ne se produisent pas. Ainsi à la température ambiante, le mélange résultant de la solidification n’est pas homogène dès 6 % d’étain environ ; il comporte des nodules riches en étain. La solidification est régie par des lois de germination de cristaux solides dans le liquide, et de croissance de ces germes. Pour des raisons explicables par la thermodynamique, les germes sont plus riches en cuivre que le liquide ; en conséquence, pendant la durée de la solidification le liquide restant s’enrichit en étain. Par exemple, le liquide qui au début de la solidification ne comporte que 6 % d’étain peut, en fin de solidification, en contenir 20 %, soit nettement plus que la limite de solubilité. Il en résulte des domaines riches en étain dont les cristaux subissent ensuite, toujours dans l’état solide, plusieurs transformations pendant la poursuite du refroidissement ; la dernière qui s’opère réellement est la transformation eutectoïde à 520 ° C (fig. 57e). Donc un bronze contenant entre 5 et 15,8 % d’étain, est à la température ambiante, dans l’état brut de fonderie, constitué d’une matrice de phase a (moins riche en étain que la valeur globale de l’alliage) dans laquelle sont dispersés des nodules de mélange des phases a et d, dits – nodules d’eutectoïde – car issus de cette réaction. La forme, la taille et la fraction volumique de ces nodules dépendent principalement de la teneur en étain et de la vitesse de refroidissement ; cette fraction volumique est d’autant plus importante que l’alliage est chargé en étain et que le refroidissement est rapide. Cette vitesse, qui évolue tout au long du processus, dépend du procédé de fonderie ; un moule en métal écoule les calories bien plus vite qu’un moule en terre cuite, en sable ou en pierre. Avec le même procédé de fonderie, elle varie d’une pièce à l’autre, et éventuellement d’un point à un autre de la pièce ; en effet, elle dépend de la masse de la pièce et de la géométrie de l’endroit considéré ; à l’évidence, les parties minces refroidissent plus vite que les parties plus massives.

23Les germes qui poussent dans le liquide forment à la fin de la solidification les grains. Sauf dans des conditions très particulières, une pièce métallique est polycristalline, c’est-à-dire composée de nombreux grains séparés par des joints de grains. Les paramètres qui décrivent les grains, principalement les répartitions en taille et en forme, caractérisent l’état granulaire. Dans un état brut de fonderie, la taille moyenne des grains est typiquement de l’ordre de quelques dixièmes de millimètre à quelques millimètres. Durant la solidification, les grains poussent suivant des directions cristallographiques privilégiées formant des branches, un peu à la manière de celles d’un arbre ; c’est pourquoi ils sont qualifiés des grains dendritiques. Toujours dans des conditions réelles de solidification, le germe qui pousse dans le liquide est très riche en cuivre au début ; mais il pousse dans un liquide qui s’enrichit en étain. La diffusion n’étant pas assez rapide pour homogénéiser ces différences, à la fin de la solidification les grains présentent un gradient de concentration en étain. Le cœur du grain est très pauvre en étain et la teneur va en augmentant à mesure que l’on s’approche du joint de grains. C’est le phénomène de ségrégation dite mineure car à l’échelle du grain, par opposition à la ségrégation dite majeure qui correspond à l’échelle de la pièce.

24Voilà rapidement décrit pourquoi un bronze courant, contenant de 5 à 12 % d’étain, est – dans l’état brut de fonderie – toujours fortement hétérogène. Au-delà des conséquences sur les propriétés mécaniques, ces hétérogénéités justifient que les résultats de différentes analyses effectuées sur une même pièce soient toujours dispersés dans une fourchette de l’ordre de 1 % autour de la valeur moyenne.

25Tout ce qui vient d’être détaillé est valable quelle que soit la pureté des constituants de l’alliage.

26L’ébauche de fonderie doit ensuite être travaillée afin de modifier sa forme. L’alliage, au départ dans un état brut de solidification, est soumis à des enchaînements de déformations alternées avec des recuits ; le matériau se rapproche alors de l’état d’équilibre. La déformation plastique génère de très nombreux défauts dans la structure cristalline de l’alliage ; sans précaution la rupture peut être atteinte. À l’opposé, le recuit génère de nouveaux cristaux (les grains de recristallisation) de bonne qualité cristalline, rétablissant ainsi la capacité de déformation. Ainsi, par une succession de passes de déformation, chacune étant suivie d’un recuit, il est possible d’atteindre de grandes déformations, par exemple d’amincir une ébauche de plusieurs millimètres jusqu’à quelques dixièmes de millimètre. Une réduction d’épaisseur d’un facteur 10 est une grande déformation ; un pliage ou un cintrage, par exemple, ne correspondent généralement pas à de grandes déformations (Pernot, 2000).

27Pour être efficace, chaque recuit doit renouveler, au moins partiellement, l’ensemble des grains. Ces nouveaux grains, dont la taille peut être variable, sont toujours de forme polyédrique ; ils se distinguent clairement des grains dendritiques produits par la solidification.

28Si la teneur en étain est inférieure à 15,8 %, les nodules riches en étain de l’état brut de fonderie disparaissent après quelques passes, typiquement trois ou quatre passes ; ils se dissolvent dans la matrice qui s’homogénéise. En effet, par diffusion des atomes dans la solution solide, la ségrégation mineure s’estompe progressivement. De même, dans des conditions de déformation qui correspondent à des états de contrainte, que l’on qualifiera grossièrement de « compressifs », les pores, des bulles de gaz piégées dans le solide, se referment. Ainsi, au bout de quelques passes de déformations, et donc d’autant de recuits, les inclusions de ces deux types, nodules riches en étain et pores, ont presque entièrement disparu ; elles sont qualifiées d’inclusions non permanentes. Ce n’est pas le cas de toutes les inclusions, par définition les phases insolubles subsistent. Il faut alors recourir à un autre concept, celui de la « propreté » de l’alliage.

29Pour un bronze courant, contenant 8 à 10 % d’étain, un recuit de quelques minutes vers 650-700° C est satisfaisant. Un refroidissement brutal par trempe à l’eau permet d’éviter une éventuelle précipitation d’une phase riche en étain, conséquence de la forte baisse de la solubilité de l’étain en dessous de 400° C (fig. 57a).

30Pour ce qui est de la propreté du matériau, deux éléments sont importants dans le cas des alliages anciens, ce sont le soufre et le plomb. Le soufre, vestige en provenance de minerais sulfurés, est quasiment insoluble dans le cuivre ; il forme du sulfure de cuivre, composé non métallique qui se présente alors sous la forme d’inclusions, globulaires ou polylobées (Andrieu et alii, 2000), dispersées dans le cuivre ou dans l’alliage à base de cuivre. Le plomb, à l’état métallique, est également très peu soluble dans le cuivre et les alliages cuivreux ; cet élément apparaît sous la forme de nodules, le plus souvent globulaires, dispersés plus ou moins finement dans la matrice métallique. Ce plomb peut être une impureté présente dans des minerais de cuivre ; il peut également provenir du recyclage d’alliages binaires cuivre-plomb ou d’alliages ternaires cuivre-étain-plomb. Cette dernière catégorie, des bronzes au plomb, est en usage à la période considérée.

31Pour cause d’insolubilité, le soufre et le plomb conduisent à la présence d’inclusions qui ne disparaissent pas au fil des passes de déformation ; ce sont des inclusions permanentes. En raison des risques d’amorçage de fissures évoqués précédemment, les teneurs en ces éléments influencent donc la capacité de déformation plastique de l’alliage. Il n’en est pas de même pour d’autres impuretés qui correspondent à des éléments solubles, au moins de quelques pourcents dans la matrice cuivreuse, tels le zinc, l’arsenic, l’antimoine, le cobalt ou le nickel, principalement. Leur influence sur la capacité de déformation est considérée comme négligeable.

32Il ne faut donc pas confondre, pureté et propreté, même si les teneurs en ces divers éléments sont dans les mêmes ordres de grandeur. Le tableau 1 donne les correspondances entre la teneur totale en impuretés exprimées en pourcentages, en parties par million (ppm) ou, ce qui est équivalent, en microgrammes par gramme (µg/g). Les alliages de la période considérée contiennent typiquement un total de quelques pourcents d’impuretés, soit quelques dizaines de milliers de ppm ; les teneurs en soufre sont couramment de quelques milliers de ppm ; celles en plomb, dont l’origine est plus incertaine, sont plus variables, de quelques dizaines à quelques milliers de ppm. Dans ces conditions, l’aptitude à la déformation plastique par martelage d’un bronze à environ 10 % d’étain est tout à fait compatible avec la réalisation de tôles minces de quelques dixièmes de millimètre d’épaisseur.

3.3. Des investigations

3.3.1. Les moyens

33Ces moyens se classent en trois catégories bien différentes, que nous pouvons d’abord citer en allant du plus simple au plus complexe. Les examens visuels, réalisés à l’œil nu ou à la loupe (binoculaire de préférence pour apprécier les reliefs) ainsi que des radiographies (aux rayons X) nous informent sur des caractéristiques géométriques. Il peut s’agir d’observer des techniques d’assemblage ou bien des traces laissées par des outils.

34En second lieu, des examens métallographiques permettent d’accéder aux paramètres qui caractérisent la microstructure de l’alliage. La taille et la forme des grains décrivent la microstructure granulaire ; la nature, la forme, la taille et la répartition des phases secondaires qualifient l’état inclusionnaire. D’autre part, lorsque les coupes sont réalisées perpendiculairement à la surface de la tôle des vases, les examens au microscope permettent d’obtenir des mesures précises des épaisseurs. Nous avons regroupé, sous la forme de l’annexe 2, les principales informations relatives à toutes les coupes métallographiques préparées ; nous y renverrons le lecteur chaque fois que cela sera utile.

35Enfin, des analyses de composition élémentaire précisent le type d’alliage.

36Nous ne suivrons pas cet ordre ; nous préférerons, en mêlant les moyens, suivre plutôt celui de l’enchaînement des questions posées par l’examen diachronique de la chaîne opératoire de fabrication.

3.3.2. Les vestiges des procédés de formage

37La plupart des objets ont été radiographiés à l’IRRAP à Compiègne. Cette démarche a été réalisée de façon presque systématique ; elle n’a pas pu l’être totalement en raison de l’état de dégradation (fragmentation et/ou déformation) de certaines pièces. Pour la majorité des objets, ces examens ne révèlent pas de trace lisible subsistant des opérations de formage ; en revanche, sur une quinzaine de vases la présence de marques d’outils est repérable. Il apparaît clairement que ces traces sont organisées de différentes manières ; celles-ci résultant probablement de différentes façons de conduire le travail de déformation plastique. Ainsi, il ne nous paraît pas utile de présenter ici toutes les radiographies, mais d’illustrer, avec les exemples les plus parlants, les diverses catégories observées.

38Rappelons que le contraste observé sur les images radiographiques provient, dans le cas présent, principalement des différences d’absorption du rayonnement incident dû aux variations des épaisseurs de métal traversées. Les objets ne sont constitués à l’origine que d’une seule classe de matériau, du bronze. Les produits de corrosion qui ont poussé sur, et/ou dans, l’alliage métallique sont beaucoup moins absorbants ; nous considérerons leur contribution à l’absorption totale des rayons X comme négligeable. Dans le cas d’un produit mince, il est bien évident que l’épaisseur de métal traversée par les rayons X dépend également de l’angle d’incidence. Ainsi, dans une image radiographique de la vue de dessus d’une coupe, le bord sous la lèvre et les limites du pied annulaire apparaissent comme très absorbants parce qu’ils sont perpendiculaires aux rayons incidents même si l’épaisseur reste constante.

39Un réseau bidirectionnel de traces allongées est nettement visible sur le fond, et le plus souvent sur la pièce intermédiaire, des petites bouteilles n^os 4, 5, 6, 7 et 38 (fig. 58) ainsi que sur la tasse n^o 3 (fig. 59). Ces marques d’outils sont observées uniquement à l’intérieur des pièces ; leurs dimensions sont environ de 7 mm pour la longueur et de 0,5 mm pour la largeur. Sur la figure 59, il est particulièrement remarquable que le fond de la grande trace centrale comporte les restes de marques perpendiculaires, légèrement plus profondes que celle de la marque principale. Les traces qu’il nous est possible d’observer ne reflètent, au mieux, que les deux ou trois dernières passes de déformation.

40Des traces de forme allongée, organisées en un réseau unidirectionnel, sont visibles dans la paroi et dans le pied de certaines pièces. Ce réseau unidirectionnel présente deux variétés. Les figures 60 et 61 illustrent le premier type, que nous qualifierons de pseudo-radial. Le second type, illustré par les figures 62 et 63, présente une disposition concentrique des traces, qui sont toujours de forme allongée. En plus des vases présentés dans les figures (vases n^os 15, 25 et 27 dans la figure 62 ; vase n^o 40 dans la figure 63 ; vase n^o 21 dans la figure 66), ceux qui relèvent de ce second type sont les numéros 14, 34 et 43.

41Les figures 61 et 63 montrent que l’organisation des traces en réseau principal unidirectionnel, qu’il soit pseudo-radial ou bien concentrique, est parfois accompagnée de traces perpendiculaires aux premières, formant un réseau secondaire. Il semble ainsi qu’il y ait une sorte de continuité entre les trois types de réseau qui viennent d’être décrits. Les deux types de réseau unidirectionnel représentent les extrêmes de deux tendances qui se rencontrent dans le cas du réseau vraiment bidirectionnel.

42Un type, franchement différent des précédents, est représenté par la coupe n^o 33 (fig. 64). Les marques laissées par l’outil sont, dans ce cas, pratiquement circulaires ; elles semblent organisées en cercles concentriques. Parmi les objets radiographiés, ce vase semble être le seul à présenter ce type de traces de travail.

43Les traces observées sont le plus souvent de forme allongée. Il faut cependant garder présent à l’esprit que les traces qui subsistent sont celles que l’artisan n’a pas fait disparaître ; celles qu’il a certainement choisi de laisser. En effet, les surfaces destinées à être vues sont polies, et en général, assez soigneusement. La figure 65 présente une image radiographique de la coupe n^o 12 ; l’absence de marque d’outil clairement visible est à mettre au compte d’un polissage mené de manière efficace sur les deux faces. Il est remarquable que les traces qui subsistent de façon bien nette sont observées à l’intérieur des vases et particulièrement dans la forme fermée des bouteilles. Dans le cas de la coupe n^o 12, les marques des outils utilisés pour le formage ont été gommées, en revanche des fissures apparues pendant le formage sont bien visibles. À la différence des marques d’outils, les fissures ne s’effacent pas, ni par des passes de déformation, ni par abrasion. Certaines fissures sont à peine visibles ; parfois, c’est peut-être l’action des phénomènes de corrosion qui a révélé le défaut. Dans deux cas au moins, il est clair que l’ouvrier a remarqué une fissure et qu’il en a tenu compte lors de la mise en place du décor (fig. 65 et 66). Il a évité la fissure, bien qu’elle ne soit pas ouverte, lorsqu’il a réalisé les bossettes. Il a modifié l’écartement entre deux bossettes pour qu’il n’y en ait pas une qui coïncide avec la fissure ce qui aurait eu pour conséquence de l’ouvrir et de percer franchement la paroi du vase. Il est à noter que les fissures dont il est question sont dans les deux cas à environ 45° de la direction radiale du vase. Toujours pour la coupe n^o 12 (fig. 65), une fissure s’est développée près du bord suivant la direction radiale, soit donc suivant une génératrice, et s’est donc ouverte sur le bord par la suite. Cette fissure ouverte a été réparée par une agrafe. Il s’agit de la réparation d’un accident de fabrication et non d’usage. L’ouvrier a choisi de faire cette réparation et non de mettre au rebut l’objet qui était presque achevé.

44Afin d’accéder à l’état métallurgique des alliages, vingt-huit coupes métallographiques ont été préparées à partir de prélèvements réalisés sur des objets endommagés. Les objets intacts le sont restés. Rappelons qu’il s’agit de prélever du métal sain, ou relativement sain, dont la microstructure n’a subi aucun traumatisme. Lorsque cela a été possible, nous avons récupéré des fragments qui se détachaient presque spontanément pour cause de corrosion ou de fracture consécutive aux circonstances de découverte ; lorsqu’il a fallu couper dans le métal nous avons réalisé la découpe manuellement avec une scie d’horloger. Pour que les résultats soient intéressants, il faut que le prélèvement soit parfaitement localisé dans l’objet et en particulier qu’il soit orienté par rapport aux axes principaux de la forme. Le bord du vase a pu être prélevé dans plusieurs cas ; il en est de même pour le décor de bossettes. Compte tenu des questions posées précédemment, nous avons choisi le plus souvent d’observer la tranche de la tôle. La préparation des coupes a été réalisée avec un protocole classique. Chaque prélèvement a été enrobé dans une résine transparente et incolore dont la base est du polymétacrylate de méthyle polymérisé à froid sous lumière bleue. Dans quelques cas, il s’est avéré nécessaire, pour sélectionner la surface d’observation, de découper un premier enrobage avec une tronçonneuse à vitesse lente à lame de bronze diamantée afin d’obtenir l’orientation désirée ; le morceau extrait a été alors enrobé de nouveau pour que toutes les coupes soient standardisées sous la forme d’un cylindre de 25 mm de diamètre et d’environ 6 mm de hauteur. Cette technique d’un enrobage en deux phases présente en outre l’avantage que les produits de corrosion, souvent fragiles et peu adhérents au métal, sont bien maintenus mécaniquement par la résine lors de la découpe à la tronçonneuse ; aucune information n’est perdue dans une coupe ainsi préparée. L’échantillon ainsi enrobé est, dans un premier temps, poli sous eau avec quatre papiers abrasifs de granulométrie décroissante (papiers 280, 400, 600 et 1 000, soit des grains de 50 à 10 µ m environ). Dans un second temps, le polissage se poursuit avec trois pâtes diamantées dont les tailles des grains sont de 6,2 et 0,25 µ m. La coupe est alors observée directement au microscope optique en lumière réfléchie (fond clair) ; une première caractérisation des paramètres de la microstructure inclusionnaire est obtenue. Si des informations sont recherchées dans les produits de corrosion, par exemple la position de la surface d’origine de l’objet, l’observation peut se poursuivre en lumière diffuse (fond noir) ; le métal qui réfléchit et ne diffuse pas la lumière devient noir alors que les produits de corrosion s’illuminent de différentes couleurs. L’échantillon est ensuite attaqué par un réactif composé d’alcool éthylique, de chlorure ferrique et d’acide chlorhydrique, dénommé perchlorure de fer alcoolique. Ce réactif d’attaque révèle, en les gravant, les joints des grains et des macles. Par formation d’une couche d’oxydation, dont l’épaisseur varie suivant l’orientation cristallographique de la surface, ce réactif donne à chaque grain, ou partie maclée, une teinte plus ou moins prononcée du jaune au marron. La coupe est de nouveau observée pour accéder aux caractéristiques de la microstructure granulaire. Les observations sont réalisées avec des grossissements de 50 à 1 000 fois ; la mémoire et l’illustration des examens sont conservées sous forme de photographies numériques.

45Les examens en microscopie optique sont complétés par des examens en microscopie électronique à balayage (MEB). Nous ne présenterons pas ici de photographie en MEB ; cette imagerie n’apporterait pas d’information supplémentaire. En revanche, le système d’analyse EDXS (Energy Dispersive X ray Spectrometry) couplé au MEB a largement été utilisé, de manière systématique pour les analyses globales de la composition moyenne de l’alliage et au coup par coup de façon à vérifier la composition locale de telle inclusion.

46Le bilan de tous les résultats obtenus est présenté dans l’Annexe 2. En ce qui concerne le type d’alliage, il est clair que dans tous les cas des mélanges binaires de cuivre et d’étain, donc des vrais bronzes, ont été employés. La dispersion de la teneur en étain mesurée se situe dans la fourchette de 9 à 13 %. La valeur moyenne n’a pas de sens ; il est simplement à remarquer que le milieu de la fourchette est à 11 %. Cette dernière valeur correspond à l’association d’une part d’étain pour huit parts de cuivre ; ainsi que cela a été remarqué, et justifié de nombreuses fois, cet alliage « classique » est un « bon compromis » qui donne une belle couleur dorée sans trop de difficultés de formage en déformation et sans trop d’augmentation du coût par la quantité d’étain. La dispersion observée est due au fait que, dans la recette, il n’y a pas de valeur critique de la proportion d’étain ; l’artisan cherche à se situer assez près de la limite de solubilité (environ 15 %) pour la couleur, mais pas trop près pour ce qui est de la difficulté de formage par déformation ; c’est principalement cela qui fait que la valeur moyenne observée, sur un échantillon particulier, n’a certainement pas de sens historique. Des commentaires relatifs à la propreté du cuivre utilisé pour réaliser chaque alliage, accessible par la microscopie, seront proposés au fil de l’étude microstructurale.

47Des résultats d’analyses obtenus par une autre technique, et sur un échantillonnage différent, sont donnés dans une autre partie de ce volume. La comparaison entre deux techniques est toujours délicate et il est normal de ne pas trouver exactement la même valeur de la teneur en étain pour une même pièce. Au regard des considérations technologiques qui viennent d’être évoquées, les deux ensembles de résultats sont en totale cohérence.

48Une microstructure typique est le plus souvent observée. L’exemple du vase n^o 30 est présenté sur les figures 67 et 68. Les grains sont bien recristallisés avec des joints sensiblement rectilignes et de larges bandes de macles de recuit ; leur taille courante est de quelques dizaines de micromètres. La microstructure est entièrement recristallisée. De nombreuses inclusions de sulfure de cuivre apparaissent en gris moyen ou sombre ; la teneur en soufre peut être estimée visuellement à partir de la fraction surfacique de ces inclusions, dans l’ordre de grandeur de quelques milliers de ppm, probablement aux environs de 0,5 %. Il s’agit là d’une propreté courante, que nous qualifierons de normale. La morphologie des inclusions de sulfure de cuivre est différente suivant le plan d’observation. Sur une tranche parallèle à une génératrice les inclusions sont allongées dans la direction radiale (fig. 67), alors que sur la face de la tôle ces même inclusions apparaissent circulaires (fig. 68). Cet exemple illustre bien la nécessité d’observer selon plusieurs plans pour reconstruire la forme tridimensionnelle des inclusions ; dans le cas présent la forme la plus commune est donc celle d’une galette.

49L’observation des autres coupes montre que les principales caractéristiques qui viennent d’être décrites sont retrouvées souvent. Sur les figures 69 à 71, on note que la fraction surfacique de sulfure de cuivre est sensiblement la même ; si l’on admet que la fraction surfacique est proportionnelle à la fraction volumique, la teneur en soufre est alors du même ordre de grandeur que pour le vase 30. Les quelques variantes observables sont que les inclusions de sulfures sont linéaires dans le cas du vase n^o 42 (fig. 69), alors qu’elles sont ramifiées pour le vase n^o 36 (fig. 70). Les sulfures sont également ramifiés pour le vase 34 (fig. 71), mais on note la présence de quelques inclusions noires de forme globulaire qui sont des nodules de plomb.

50Des faciès légèrement différents introduisent des variantes moins typiques de la microstructure inclusionnaire. En ce qui concerne la forme des inclusions de sulfure de cuivre, on observe dans le cas de la coupe n^o 20 qu’elles sont très ramifiées (fig. 72a), alors que pour la tasse n^o 28 leur épaisseur est très variable (fig. 72b) ; dans ce dernier cas, des inclusions très fines, de 2 µ m environ, coexistent avec des inclusions nettement plus épaisses, de près de 10 µ m. Des nodules de plomb, reconnaissables à leur forme globulaire et à leur couleur noire, sont parfois présents en assez grande abondance. La figure 73 présente les deux exemples les plus clairs qui ont été observés, il s’agit de la pièce intermédiaire de la bouteille n^o 7 et de la tasse n^o 8 ; il est à noter que la première est décorée alors que la seconde ne l’est pas.

51D’autres traits sont observés de façon plus exceptionnelle. Des nodules riches en étain sont visibles dans quelques cas. La figure 74 présente le cas du vase 44 qui est l’exemple le plus typique. Ces inclusions ont des formes limitées par des arcs concaves ; ces formes correspondent aux espaces interdendritiques, c’est-à-dire là où les derniers domaines liquides, très enrichis en étain, se sont solidifiés entre les dendrites, déjà solides, qui croissent avec des limites convexes. De plus ces nodules présentent une sous-structure bien révélée par l’attaque chimique, c’est-à-dire qu’ils ne sont pas monophasés, mais qu’ils sont le mélange intime de deux phases. Tous ces traits sont caractéristiques de nodules riches en étain issus de la transformation eutectoïde (cf. fig. 57). Autour de ces nodules, il est à remarquer que, par rapport aux autres échantillons, l’allongement des inclusions de sulfure de cuivre reste moyen.

52Quelques pores subsistent dans la microstructure de la coupe n^o 21. La figure 75 donne l’exemple de ceux que nous avons rencontrés. La forme de ces pores est étonnante puisqu’elle correspond à celle d’espaces interdendritiques comme dans le cas précédent des nodules riches en étain. Un autre trait curieux de cet échantillon est que les inclusions de sulfure de cuivre ne sont presque pas allongées.

53Dans le cas de ces deux vases, il est bien difficile de savoir si les aspects qui viennent d’être évoqués sont vraiment caractéristiques de l’objet ou bien s’il s’agit d’une variation locale. En matière de microstructure des objets anciens, nous ne pouvons jamais, pour cause d’hétérogénéité très variable, être certain de la représentativité absolue de la zone observée. En particulier, l’expérience montre que, dans les quelques cas où nous avons plusieurs échantillons du même objet, les allongements des inclusions de sulfures peuvent être assez variables. Il est également bien clair, à partir de l’observation de toutes les micrographies, que dans une même zone des inclusions de sulfures peuvent être côte à côte et présenter des allongements très différents.

54Parmi ceux qui ont été prélevés, un objet présente une microstructure inclusionnaire tout à fait exceptionnelle ; il s’agit de la coupe n^o 31 dont l’alliage est presque exempt d’inclusions. La figure 76 illustre ce fait ; la teneur en soufre de cet alliage est probablement inférieure à 100 ppm (cf. p. 206, Annexe 3).

55En parallèle à la grande homogénéité des microstructures inclusionnaires observées, les microstructures granulaires apparaissent également comme très semblables. Ces dernières présentent toutes un faciès avec des grains de recristallisation, limités par des joints sensiblement rectilignes et barrés par de larges bandes de macles thermiques. Ces grains sont équiaxes, c’est-à-dire que leurs dimensions sont à peu près les mêmes dans toutes les directions. La taille des grains se situe, sans exception notable, dans l’ordre de grandeur de quelques dizaines de micromètres.

56Le seul paramètre qui varie est la fraction des grains qui présentent des macles de déformation. La figure 77 illustre, avec l’exemple du prélèvement de la pièce du fond du vase n^o 7, ce type de microstructure ; de nombreux grains sont barrés par une ou deux familles de fines stries. Ces stries sont des macles de déformation, ou macles mécaniques ; elles résultent d’une faible déformation, de quelques pourcents, postérieure au dernier recuit de recristallisation. Dans chaque grain, ces macles de déformation, fines, nombreuses et organisées en familles parallèles, se distinguent sans ambiguïté aucune des macles de recuit, ou macles thermiques, qui sont larges et présentes en quantités dénombrables par unités.

57Les acquis qui résultent de l’ensemble des observations microstructurales peuvent maintenant être résumés.

58Il est établi que les sulfures de cuivre suivent à peu près la déformation plastique de la matrice métallique qui les entoure ; ils sont insensibles aux recuits ; leur allongement total résulte du cumul des passes de déformation. Ainsi, l’allongement généralement important des inclusions de sulfure de cuivre présentes dans les échantillons examinés prouve que le métal a presque toujours subi une grande déformation plastique totale.

59Les grains équiaxes, tous recristallisés, barrés par de larges bandes de macles thermiques, d’une taille relativement homogène de quelques dizaines de micromètres, indiquent que le métal a subi plusieurs recuits de recristallisation. Il n’est pas possible de préciser le nombre des recuits ; en revanche, l’état de nos connaissances nous permet de penser que les recuits ont été effectués entre 600 et 700 ° C avec une durée de quelques minutes, de 2 à 10 min probablement.

60La présence de nodules riches en étain, issus de la réaction eutectoïde, observée dans le cas de la coupe n^o 44, est quelque peu surprenante. Il s’agit, comme nous le verrons plus loin, d’un bronze à 12 % d’étain ; de tels nodules, vestiges de l’étape de fonderie, auraient dû se dissoudre dans la matrice au fil de l’enchaînement des passes de déformation et des recuits. Cette présence, rare mais cependant pas exceptionnelle dans la microstructure des bronzes anciens, indique certainement des conditions de recuit minimales, c’est-à-dire un temps très court, 1 à 2 minutes peut-être, et/ou une température relativement basse, vers 600-650 ° C.

61Par opposition aux inclusions de sulfures de cuivre, les nodules de plomb reprennent une forme sensiblement sphérique pendant les recuits, on dit alors qu’ils globulisent. En conséquence, leur éventuelle présence ne nous apporte pas d’information exploitable sur l’histoire thermomécanique du métal.

62Une forte proportion de grains qui comportent des macles mécaniques indique que le métal a subi une faible déformation postérieurement au dernier recuit de recristallisation. Cette faible déformation peut être estimée dans l’ordre de grandeur de quelques pourcents ; elle est cependant suffisante pour conférer au métal un durcissement. Ceci signifie que l’alliage offre une résistance à l’écoulement plastique supérieure à celle de l’état recristallisé ; on parle alors d’état partiellement durci. Une telle déformation peut résulter de trois causes ; soit le métal a subi une passe de planage pour le durcir intentionnellement ; soit la déformation résulte de la mise en place du décor ; soit enfin, les circonstances d’enfouissement ou de découverte ont imposé une déformation additionnelle. Dans le cas particulier de la pièce du fond de la petite bouteille n^o 7, l’absence de décor élimine la seconde possibilité. La troisième cause peut être invoquée pour tous les objets prélevés. En effet, aucun prélèvement n’a été réalisé sur des objets entiers ; tous ceux qui ont été faits concernent des objets fragmentés. Les domaines examinés en métallographie sont toujours relativement proches de zones de rupture provoquées par les moyens mécaniques qui ont conduit à la découverte ; même si nous nous sommes toujours placés à au moins 1 ou 2 mm des fractures, le volume observé a pu être affecté par une légère déformation qui ne date que de la découverte.

63Ainsi que cela a déjà été signalé, les observations des coupes au microscope permettent d’accéder à des mesures de l’épaisseur des tôles. Les valeurs obtenues sont reportées dans l’Annexe 2. L’existence de produits de corrosion n’empêche pas la mesure car les surfaces d’origine sont en général parfaitement lisibles. À la différence de mesures qui seraient obtenues par un moyen mécanique, au palmer par exemple, la présence de produits de corrosion n’altère pas les mesures ; elles sont ainsi plus fiables. Elles ne sont pas pour autant objectivement plus précises puisqu’un palmer donne le centième de millimètre. En conséquence, pour ne prendre en compte que des chiffres significatifs et par souci de ne pas prétendre à une précision illusoire, les valeurs reportées sont indiquées au demi dixième de millimètre près, soit 50 µ m. La seule exception est représentée par l’un des deux prélèvements du vase n^o 31, sur lequel une épaisseur de 120 µ m est relevée (fig. 76). Une fourchette est donnée lorsque l’épaisseur varie dans la zone observable au-delà de la tolérance de 50 µ m. Ces valeurs ne doivent cependant être considérées que comme indicatives ; des prélèvements à un autre endroit de la même pièce, à différentes hauteurs sur une même génératrice ou bien à la même hauteur sur différentes génératrices, auraient peut-être conduit à des valeurs sensiblement différentes. Un histogramme des valeurs obtenues n’a, à notre opinion, aucun sens ; la représentativité de cet ensemble de mesures est certainement mauvaise puisqu’il s’agit d’un groupe de sondages qui ne traduit même pas la probable variabilité de l’épaisseur sur un même objet. Quelques commentaires sont cependant possibles.

64L’épaisseur du bord, soit en fait de la lèvre, des coupes et des tasses de type 1 varie de 0,3 à 0,8 mm, avec plusieurs mesures vers 0,5-0,6 mm, donc dans le milieu de la fourchette. Le haut de la paroi situé immédiatement sous le changement de pente qui délimite la lèvre est souvent légèrement plus épais de 1 à 2 dixièmes de millimètre. Dans les bossettes, l’épaisseur descend vers 0,3 mm ; il en est de même dans le cas du pied annulaire où une mesure a été possible. L’épaisseur de la tôle des deux passoires se situe également vers 0,55 mm. En revanche, les tôles des petites bouteilles et du vase biconique semblent un peu moins épaisses ; la majorité des mesures réalisées est dans le domaine qui va de 0,2 à 0,5 mm. Comme précédemment, le bord apparaît légèrement aminci par rapport à la paroi qui lui fait suite.

65Il n’est absolument pas certain que la valeur de 0,12 mm, relevée pour le chant plat situé sous la première ligne de bossettes du vase 31, soit représentative d’une performance particulière.

66Certaines séquelles du formage sont également observables sur les coupes polies. La figure 78 montre la tranche de la pièce du fond de la bouteille n^o 38. La coupe de la surface externe est bien rectiligne car elle a été soigneusement polie pour effacer toute éventuelle trace d’outil. En revanche, la coupe de la surface interne est festonnée par des marques ; il s’agit certainement de la trace laissée par le marteau qui a porté les coups de la dernière passe du formage. La trace de la figure 78 permet d’estimer la forme de la partie active du marteau ; il s’agit d’une panne allongée avec une courbure transversale dont le diamètre est de l’ordre de 3 mm. Ce diamètre est très faible par rapport aux outils que l’on utiliserait aujourd’hui ; en d’autres termes, il est presque « pointu », mais c’est ce que nous montrent toutes les traces observées.

67La figure 79 est la photographie d’une observation de la tranche de la tôle au voisinage d’un des nombreux trous de la grande passoire (vase n^o 9). L’action de la corrosion révèle le champ de la déformation subie par le métal à cet endroit. Il apparaît ainsi clairement que le perçage a été réalisé à l’aide d’un poinçon qui a été percuté et non par la rotation d’un forêt. La bavure provoquée par la perforation a ensuite été abrasée. La persistance, dans la microstructure, de la déformation indique que l’alliage n’a pas été recuit après la réalisation de l’ensemble des perforations ; les surfaces ont été finies par polissage.

3.3.3. Les assemblages

68Lorsque le récipient est composé de plusieurs pièces principales, ce qui est le cas des petites bouteilles et du vase biconique, le procédé employé pour les assembler est le sertissage. La situle n^o 47 fait toujours figure d’exception avec un assemblage par rivetage. Le corps du récipient est composé de trois pièces principales ; deux d’entre elles, assemblées par deux lignes verticales de rivets, forment le corps du vase ; le fond, assemblé au corps par une ligne horizontale de rivets, constitue la troisième pièce. Le bord est roulé sur un jonc ; une anse plate est également rivetée. Nous n’étudierons pas plus en détail cet objet très fragmentaire.

69En ce qui concerne les petites bouteilles, deux types de mise en œuvre du procédé de sertissage coexistent ; ils sont représentés sur la figure 80. Un simple rabattement permet d’assujettir la pièce intermédiaire à celle du fond (fig. 80a). Le dispositif d’accrochage du col sur la pièce intermédiaire est plus complexe. Une petite gorge, formée sur chacune des deux pièces, interdit la translation de l’une par rapport à l’autre (fig. 80b). De légers écarts à une parfaite forme de révolution suffisent à bloquer la rotation des trois pièces l’une par rapport à l’autre. Ces sertissages sont très certainement réalisés, ou tout du moins achevés, alors que les pièces à joindre sont dans la position définitive dans laquelle l’artisan souhaite les voir assemblées. La figure 81 montre la gorge de sertissage, telle qu’on peut la voir en section, pour deux exemples de pièces intermédiaires. Il est à remarquer que les deux cas examinés se différencient dans le détail de l’exécution. Pour la bouteille n^o 5, l’épaisseur au niveau de la gorge diminue peu ; elle passe à 200 µ m, alors que pour la tôle en amont elle est de 250 µ m (fig. 81a). Pour la bouteille n^o 35, la tôle est, avec une valeur de près de 500 µ m, environ deux fois plus épaisse ; la réduction de l’épaisseur au niveau de la gorge est ici beaucoup plus importante, puisqu’elle diminue à 250 µ m (fig. 81b). L’outillage utilisé pour former la gorge de sertissage n’a probablement pas été le même pour les deux variantes observées ; il apparaît cependant que la réalisation a toujours été très soigneusement faite.

70Ces variantes du procédé de sertissage qui utilisent la déformation plastique des pièces de tôles déjà dans la bonne position, peuvent, en relation avec la qualité de l’exécution, conduire à un assemblage étanche.

71Dans le cas du vase biconique (vase n^o 2) l’assemblage des deux pièces du récipient est assuré par un rabattement similaire à ce qui est observé pour les petites bouteilles, donc du type du schéma de la figure 80a.

72D’autre part, il est à noter que la lèvre de la pièce supérieure du vase biconique est roulée sur un jonc ; il s’agit d’un fil, d’un diamètre voisin de 2,5 mm, réalisé dans un alliage à base de cuivre. Le vase n^o 2 est donc composé de trois pièces. La figure 82 présente une coupe de cette lèvre où une partie du bord roulé est observable. Cette technique permet donc de conférer une bonne rigidité à la lèvre cependant très mince puisque de l’ordre de 150 µ m d’épaisseur. La lèvre est doublement rigidifiée ; le premier raidisseur est constitué par la rupture de pente du bord interne du marli ; le « col roulé » constitue le second raidisseur en position externe. Le même procédé a été mis en œuvre pour la lèvre de la grande passoire (vase n^o 9) ; il l’a également été pour la situle n^o 47.

73Cette technique du « col roulé » va conserver un attrait constant de la part des fabricants de vaisselle métallique, à tel point qu’elle est toujours en usage. Dans les développements de cette technique, le jonc, ou « âme », peut être en une autre matière qu’un alliage à base de cuivre comme l’indiquent les quelques exemples qui suivent. Pour la grande situle de la tombe du tumulus de Saint-Romain-de-Jalionas (Isère), datée du viii^e siècle avant J.-C. (Verger, Guillaumet, 1988), il s’agit de plomb. En ce qui concerne les cistes à cordons de la sépulture d’Estissac (Aube), datée des vi^e-v^e siècles avant J.-C., il s’agit dans l’un des cas (ciste D) de fer avec le bord roulé vers l’intérieur, et dans l’autre (ciste C) de bois, depuis disparu, avec le bord roulé vers l’extérieur (Piccardo, Pernot, 1997). Les vases n^os 2 et 9 du dépôt d’Évans sont probablement parmi les plus anciens de ceux qui présentent cette technique en France du centre-est.

74Le procédé de rivetage est utilisé pour fixer tous les dispositifs de préhension. Chacune des deux attaches d’anses cruciformes du chaudron (vase n^o 1) est fixée par cinq rivets. Les anses des autres vases, qu’ils en possèdent deux comme la grande passoire (vase n^o 9), ou bien une seule comme la petite passoire (vase n^o 10), toutes les tasses (n^os 3, 8, 28, 30, 29, 36, 39, 40, 45) et la situle (vase n^o 47) sont assujetties par rivetage. Les rivets sont au nombre de quatre, à l’exception de la petite passoire (vase n^o 10) dont l’unique anse n’est maintenue que par deux rivets. La tête des rivets est soit plate, soit bombée, soit enfin conique ; cette tête est positionnée à l’intérieur ou à l’extérieur du récipient en fonction de critères esthétiques qui valorisent plus ou moins l’une ou l’autre des surfaces. Cette hiérarchisation peut varier d’un endroit à l’autre de l’objet puisque pour les tasses des types Kirkendrup-Jenišovice et Fuchsstadt, la tête des rivets est à l’intérieur au niveau de la lèvre et à l’extérieur plus bas sur la panse. Cette différence de position, dont la figure 83 donne un exemple, correspond cependant à une logique esthétique parfaitement compréhensible.

75Le perçage des trous dans lesquels s’engagent les rivets est manifestement exécuté, comme pour les passoires, par la percussion d’un poinçon ; le soin apporté à la finition du trou est très variable. La figure 84 présente un exemple d’une réalisation particulièrement peu fignolée. La tôle a été perforée par un poinçon probablement métallique de section pyramidale et non cylindrique, et cela sans qu’il y ait un dispositif de maintien sur la face opposée à la percussion. Ce dispositif aurait pu être un outil, également métallique, avec un trou jouant le rôle de contre-poinçon13, ou bien une matière possédant une certaine plasticité, du bois, du cuivre recuit ou encore un ciment de repoussage, un mélange à base de colophane par exemple. De plus, les bavures produites par l’éclatement mal contrôlé du métal auraient pu être éliminées par abrasion, avec un morceau de grès par exemple.

76Deux types principaux d’anses se retrouvent en plusieurs exemplaires.

77Dans le premier type, l’anse est une bande de métal placée verticalement. Elle a été travaillée par martelage ; les deux extrémités ont été encore plus aplaties, toujours par martelage, pour former deux pattes élargies qui ont été ensuite percées de deux trous pour le passage des rivets. Des incisions, réalisées principalement par ciselure, décorent le ruban situé entre les deux pattes. La partie ruban a ensuite été cintrée pour assurer le passage d’un doigt, afin que l’anse joue son rôle. L’inclinaison de chaque patte a été ajustée pour que l’une se place à l’intérieur de la lèvre sous le marli et l’autre à l’extérieur vers la mi-hauteur de la panse. Les quatre rivets ont enfin été mis en place ; ils sont disposés deux à deux sur deux parallèles différents ; mais également, ils sont sensiblement placés deux à deux, dans l’autre façon de les grouper, sur deux génératrices (ou méridiens) et non sur quatre. Le décor ainsi que des traces de coups de marteau du formage sont nettement visibles sur la radiographie de la figure 83.

78C’est une tige, placée horizontalement, qui constitue le second type. De même que précédemment, les extrémités de la tige ont été écrasées par martelage pour former des pattes ; chaque patte a été percée de deux trous. La tige a été courbée de manière à former une poignée, qui permet cette fois-ci le passage de plusieurs doigts ; les pattes sont ajustées pour s’appliquer à l’extérieur, à mi-hauteur de la panse pour les tasses ou bien sous le marli pour la grande passoire. La partie centrale des anses est généralement lisse et de section circulaire, celle de la tasse n^o 3 est torsadée. Dans ce dernier cas, la partie centrale de l’anse, de section carrée, a été déformée par torsion ; il s’agit d’une déformation à froid qui a pu comporter quelques passes séparées par des recuits (Breton, Pernot, 1999). Dans la dernière opération, les quatre rivets ont été placés. Ils sont placés sur un même parallèle dans le cas des tasses n^os 29 et 45 et de la grande passoire.

3.3.4. La décoration

79Deux catégories de procédés de décoration ont été employées. La première concerne les parties les plus minces ; il s’agit d’un travail de repoussage. Dans des zones où l’épaisseur est un peu plus importante, sur le bord de certains vases ou bien sur les anses plates, la seconde catégorie exploite des incisions.

80Le procédé du repoussé consiste à former un décor en relief sur une feuille mince en déformant le métal par l’action de poinçons appliqués le plus souvent du côté concave ; en principe, le matériau est préalablement recuit pour être adouci et pouvoir supporter la déformation additionnelle du repoussage sans se rompre. Les outils mis en œuvre sont naturellement des poinçons divers, mais aussi des marteaux, ou des maillets, pour les frapper et leur faire transmettre la percussion indirecte, et enfin des matrices, ou divers dispositifs pour contenir le métal, limiter la déformation afin d’empêcher que la feuille soit percée.

81Le décor le plus commun associe des bossettes, presque hémisphériques dont le diamètre est situé vers 5 mm, et des points en relief dont le diamètre et la hauteur sont de 1 mm environ (fig. 85).

82La figure 85a présente une bossette très bien réussie ; la rupture de pente qui la limite montre la trace d’un outil femelle et donc que ce motif a été réalisé avec un couple poinçon et matrice dans une opération du type de celle représentée sur la figure 86a. Les images radiographiques confirment cette proposition puisqu’en général un amincissement de la tôle est observé seulement à la base de la bossette et nullement à son sommet (fig. 65). Une des difficultés rencontrées par l’artisan est de bien centrer le poinçon par rapport à la matrice qu’il ne voit pas puisqu’elle est cachée par la tôle en cours de travail ; cette difficulté est affrontée en permanence par le batteur de métal, qui ne voit pas l’outil dormant mais doit se le représenter mentalement, pour conduire correctement le travail de déformation. La figure 85b montre un exemple d’exécution pour laquelle le décorateur a dû s’y reprendre à deux ou trois fois ; il est vraisemblable que la première marque corresponde à une action de repérage, qui consiste par exemple à frapper la tôle posée sur la matrice avec un maillet doux en bois ou en cuir ; cependant, la tôle a ensuite bougé par rapport à la matrice, ou bien le poinçon n’a pas bien été centré sur la marque.

83Les points ne présentent pas de trace d’outil femelle à leur base ; ils ont très certainement été réalisés selon le schéma de la figure 86b. Les images radiographiques sont en accord avec ce schéma car elles montrent, par la teinte sombre, un fort amincissement de la tôle pour chacun des points ; la figure 66 est particulièrement démonstrative de cette diminution d’épaisseur. C’est-à-dire que la tôle était posée sur un matériau déformable dont il est impossible de préciser la nature ; ce peut être du bois moyennement dur, du cuir épais, du plomb, du cuivre recuit ou encore un « ciment d’orfèvre » réalisé par exemple avec un mélange de cire et de colophane chargé en sable in. Le poinçon, suffisamment mousse pour ne pas perforer la tôle, est placé puis frappé du côté concave. Dans ce cas, le problème de son positionnement ne se pose que pour aligner les points ; la figure 85c montre que cet alignement n’est pas l’objet d’une très grande attention ; aucun vestige de tracé préparatoire n’a été observé.

84Sur les trois photos de la figure 85, des rayures, quelque peu grossières, sont nettement visibles sur la surface externe de la coupe. Elles sont le plus souvent parallèles aux lignes de points, c’est-à-dire horizontales lorsque la coupe est posée ; elles pourraient, mais sans certitude, résulter de l’usage d’un dispositif tournant. Sur la figure 85a, il est observable que les rayures sont antérieures à la mise en place du décor ; elles témoignent donc d’un travail de polissage probablement postérieur au dernier recuit d’adoucissement. Il est à remarquer que cette finition de l’état de surface n’a pas été faite de manière à obtenir un poli miroir, c’est-à-dire exempt de rayures visibles. Il faut se garder de qualifier cela de manque de soin ; il s’agit certainement d’un choix délibéré en correspondance avec l’esthétique voulue par le producteur aussi bien que par l’utilisateur. En effet, une surface rayée accroche la lumière différemment d’une surface au poli miroir ; ce jeu entre lumière réfléchie et lumière diffuse, par des surfaces polies ou « brossées », est sans aucun doute utilisé intentionnellement par les hommes de cette aire chrono-culturelle comme le montre le traitement de surface des jambarts des jambières du dépôt de Blanot (Pernot, 2010).

85L’urne n^o 2, les tasses n^os 28, 30 et 40 et les coupes n^os 31, 32 et 42 présentent au bas de la panse, plus ou moins près du pied, plusieurs cercles concentriques, le plus souvent trois ou quatre, disposés selon des parallèles et exécutés au repoussé. Sur les radiographies du fond de l’urne n^o 2 et de la tasse n^o 40, soit sur les figures 60a et 63a respectivement, ces décors sont visibles ; ils apparaissent sous la forme de quatre cercles blancs ou presque. Ce sont des domaines où l’absorption est plus grande, non parce que l’épaisseur est plus forte, mais parce que le plissement conduit à ce que la tôle soit, dans le flan du pli, sensiblement parallèle au faisceau incident de rayons X ; la longueur traversée dans le métal est ainsi nettement supérieure à l’épaisseur de la tôle. Ces cercles délimitent des champs annulaires. Il est à remarquer que, pour le fond de l’urne n^o 2, aucune variation de contraste n’est décelable au niveau du bombé des cercles décoratifs ; le travail de repoussage n’a donc entraîné que de très faibles changements de l’épaisseur de la tôle. Pour la tasse n^o 40, l’absorption semble un peu plus faible entre les cercles blancs, et donc la tôle serait légèrement amincie dans ces plages. Ces décors ont certainement été réalisés selon un schéma du type de la figure 86b, le poinçon étant remplacé par un ciselet qui est déplacé de manière à former un cercle.

86Réalisés selon le même principe de repoussage depuis l’intérieur de la forme, des arcs de courbes décorent la panse de la tasse n^o 30 (fig. 87a). L’artisan a même poussé la difficulté jusqu’à placer des points repoussés dans toutes les lignes déjà repoussées, que ce soient les arcs de courbes ou les cercles complets. Des points repoussés dans les cercles repoussés préalablement se rencontrent également dans le cas de la coupe n^o 31 (fig. 87b). Pour ces deux vases, les artisans – ou peut-être l’artisan ? – ont développé très loin la charge décorative. Ce travail décoratif représente un exploit technique ; en effet, la prise de risques est énorme. La mise en place de chaque élément du décor comporte un risque de voir la tôle se fissurer, et encore bien plus quand il s’agit de repousser une zone qui a déjà été repoussée une première fois. La très faible absorption dans les points situés dans les courbes (fig. 87) témoigne de la finesse de l’épaisseur du métal ; ces ouvriers virtuoses ont travaillé à la limite du possible, sans, semble-t-il pour ce qui nous est parvenu, connaître d’échec par une perforation de la tôle. Dans ces derniers cas, le métal a probablement été recuit, et trempé à l’eau, entre les deux actions de repoussage. En parallèle, la médiocre circularité du pied du vase n^o 31 est à remarquer ; cette association nous rappelle combien il faut être prudent avec les jugements sur la qualité de réalisation des objets.

87La face externe du bord des tasses n^os 3, 29, 39 et 45 ainsi que de celui du chaudron 1 sont décorées par des réseaux d’incisions formant divers motifs géométriques ; il en est de même pour les anses plates des tasses n^os 8, 28, 30, 36 et 40. Pour tous ces cas, il s’agit du traitement de surfaces qui présentent des courbures assez faibles, donc relativement proches de surfaces planes. La figure 88a présente un exemple dans lequel certaines des traces de coups de ciseau sont bien visibles ; il s’agit bien d’un travail en ciselure, c’est-à-dire par déformation plastique sans enlèvement de matière. Les ciseaux qui ont été employés avaient des parties actives rectilignes ou bien courbes comme dans le cas du registre inférieur du décor du bord du vase n^o 39 (fig. 88b). Le métal des vases était certainement recuit et trempé pour être doux, alors que le ciseau, en bronze aussi, devait être durci par écrouissage.

88Un décor d’incisions est également observé sur les anses du chaudron n^o 1 et sur les petits anneaux associés à l’anse torsadée de la tasse n^o 3 ; il s’agit maintenant de fils ou de tiges présentant des surfaces fortement courbées. La figure 88c présente un exemple de ce type ; l’exécution soigneuse de chacun des coups est remarquable ; il est cependant à noter que leur espacement n’est pas régulier.

3.4. Quelques conclusions

89Pour tous les objets du dépôt, les alliages employés sont toujours de vrais bronzes binaires dont la teneur en étain est située vers 10-11 % ; le mélange comporte donc une proportion placée autour d’une part d’étain pour huit parts de cuivre avec une variation entre neuf parts (soit 10 %) et sept parts (soit 12,5 %) ; cette dispersion vient du fait qu’il n’y a pas de valeur critique à respecter. La très grande majorité des pièces est en tôles minces dont les épaisseurs sont de quelques dixièmes de millimètre, typiquement entre 0,2 et 0,8 mm. Toutes ces tôles ont été mises en forme par des séquences de déformation à froid, réalisées par martelage. Chaque passe comporte un recuit final – quelques minutes vers 650° C (soit au rouge-brun / rouge sombre), ce qui ne présente pas de difficulté – certainement terminé par un refroidissement brutal par trempe à l’eau afin de conserver l’homogénéité de la microstructure de haute température et d’empêcher la croissance des grains ainsi que des phénomènes de précipitation de phases riches en étain. L’épaisseur de l’ébauche de fonderie de départ était en général vers 5 à 6 mm ; nous estimons que dix à quinze passes – déformation + recuit + trempe – ont dû être nécessaires pour aboutir à l’épaisseur finale. La conduite du travail de déformation a certainement été faite dans le mode « expansion biaxiale », c’est-à-dire qu’il n’y a pas amincissement suivi d’une « fermeture » de la forme par rétreinte, mais que les deux objectifs – amincissement et approfondissement – ont été approchés simultanément. Cependant, au-delà de cette apparente unité de trajectoire de déformation, plusieurs types d’outils et de stratégies de conduite du travail de déformation ont été employés ; nous n’avons pas trouvé de corrélation entre une manière de travailler et un autre paramètre de caractérisation des objets (forme, décor, etc.). La panoplie du dépôt de Génelard (Thevenot, 1998) comporte nombre d’outils dont le type a pu être employé pour la fabrication des vases.

90En accord impératif avec la réalisation d’une grande déformation – une réduction de l’épaisseur environ d’un facteur 10 – la teneur en plomb des alliages reste très faible ; le plus souvent, elle se situe bien au-dessous de 1 %. La teneur en soufre est également toujours très faible, en dessous de 0,3 %. De même, les impuretés solubilisées dans les alliages, c’est-à-dire principalement les éléments cobalt, nickel, antimoine et argent, ainsi que le fer, sont présents à des teneurs toujours inférieures à quelques dixièmes de pourcent. Les teneurs en impuretés non solubles – soufre et plomb – qui génèrent des inclusions permanentes, ainsi que celles en impuretés solubles, sont donc contrôlées par les artisans. Bien sûr, ils ne disposent pas de techniques analytiques, mais ils pallient cette absence principalement par des tests mécaniques. C’est du cuivre de propreté courante qui a presque toujours été employé pour préparer les alliages ; c’est-à-dire que la somme totale des teneurs en impuretés est entre 1 et 2 %. La seule exception remarquable, et remarquée lors des examens métallographiques, est le vase n^o 31 (fig. 76) ; ce dernier ne représente pas une performance exceptionnelle pour ce qui est de la forme, ni vraiment pour le décor si la comparaison est faite avec le vase n^o 30 (fig. 87). Des cuivres de très grande propreté ont déjà été identifiés dans d’autres contextes ; le cas du cratère de Vix (Pernot, 2003) ne constitue pas une donnée très utile pour le dépôt d’Évans puisqu’il est postérieur d’un demi-millénaire ; cependant, d’autres exemples ont été observés dans le contexte du Levant au début du II^e millénaire a. C. (El Morr, Pernot, 2009). Il est certain que des cuivres de qualités différentes, et bien sûr de valeurs marchandes différentes, circulent dans les cultures du II^e millénaire au Proche-Orient. Les textes conservés en Méditerranée orientale l’indiquent, les études métallurgiques l’expliquent (El Morr, Pernot, 2009). En revanche, en Europe occidentale, seules des études métallurgiques approfondies peuvent apporter des témoignages exploitables. Les documents sont actuellement insuffisants pour comprendre le rôle du cuivre de haute pureté dans les cultures de la France durant la Protohistoire. Le cuivre propre représente nécessairement une forte valeur d’échange de par ses caractéristiques techniques ; il est évident que les bronziers des cultures anciennes étaient capables de différencier les qualités de cuivre au travers de la capacité de déformation – d’autant plus grande que le cuivre est propre – appréciée par des essais mécaniques ; mais encore faut-il avoir l’usage de ce matériau particulier ! Des matériaux exceptionnels peuvent aussi être le support de valeurs symboliques de haut niveau pour les relations entre les élites entre elles et avec les dieux, des médiateurs particuliers dans des sépultures, des dépôts ou encore des sanctuaires ; mais, qu’est-ce qu’un matériau exceptionnel ? La pureté du cuivre n’est pas le seul critère de valeur, la teneur en étain d’un bronze l’est certainement aussi. Une étude de haches médocaines déposées dans l’actuelle Aquitaine au milieu du II^e millénaire permet de proposer l’hypothèse d’un rôle social peut-être prépondérant devant le rôle technique (Lagarde-Cardona, 2011). Ces grandes haches à rebords, réalisées avec un bronze fortement chargé en étain (vers 14 %, donc proche de la limite de solubilité), peuvent avoir été produites non pour servir d’outil mais pour jouer un rôle d’étalon dans des échanges. Leur forte valeur était affichée par la couleur dorée, mais la déformabilité du matériau pouvait aussi être mise en évidence par un traitement de la surface, parfois criblée de coups de marteau enchaînés, à la manière des retouches sur des outils lithiques (Lagarde-Cardona, 2011, pl. 6-7 et p. 181). Certains membres des sociétés anciennes étaient capables de « lire » des messages véhiculés par les matériaux, au-delà de la morphologie des objets ; notre compréhension de ces valeurs symboliques et sociales reste encore très pauvre.

91Le choix de réaliser certains objets en plusieurs pièces, de les assembler par sertissage, est habituellement observé pour les objets comparables. Les motivations qui entraînent l’artisan à faire certains vases en deux ou trois pièces sont certainement de trois ordres. L’une est liée à la réalisation des formes fermées ; la pratique de la rétreinte pour refermer une forme ne semble pas être en usage pour les vases en bronze à cette période, ainsi l’assemblage de plusieurs formes ouvertes permet d’obtenir une forme finale fermée (fig. 54). Des formes ouvertes permettent une mise en place aisée du décor, avant l’assemblage, par repoussage depuis l’intérieur ; le décor voulu serait un autre argument décisif par rapport au choix d’une réalisation avec assemblage. Le troisième registre est celui de la prise de risque ; il est évident que le risque d’insuccès est ainsi diminué ; en cas de rupture accidentelle durant le formage, seule la pièce concernée est à refaire.

92Deux techniques de repoussé sont très souvent associées ; l’une utilise un outillage simple sur un matériau déformable, l’autre un couple poinçon-matrice. La ciselure est employée couramment pour décorer des zones où l’épaisseur du métal est plus forte ; cette technique exploite la déformation plastique à froid et ne recourt à aucun enlèvement de matière. Toutes ces techniques de décoration sont normalement mises en œuvre sur un alliage recuit, et donc adouci, avec, par opposition, des outils durcis par un travail d’écrouissage, c’est-à-dire par l’action de déformations sans recuit ultérieur. C’est le moyen le plus simple pour expliquer l’évidence archéologique qui montre que les ouvriers ont déformé du bronze avec du bronze.

93Les choix d’alliages, de procédés de formage et de décoration observés pour le dépôt d’Évans peuvent être dans leur ensemble qualifiés de « classiques » ; en effet, les mêmes choix sont rencontrés pour les dépôts de Blanot (Pernot, 1991) et de Saint-Romain-de-Jalionas (Pernot, Montheillet, 1994). Un travail universitaire récent, réalisé par Ewa Wyremblevski à l’Université de Lille 3, présente un catalogue de la vaisselle de bronze de l’Europe protohistorique du xiii^e au viii^e siècle ; le recensement de près de six cents objets est presque exhaustif. L’étude métallurgique d’un échantillon de vingt-cinq objets confirme parfaitement le caractère « classique » des techniques employées. Cependant « classique » ne veut en aucun cas dire banal, aisé et accessible à tous (Pernot, Lehoërff, 2003). Cela éclaire la question récurrente relative à la réalisation de copies à partir de modèles. Pour imiter, il faut avoir la culture technique nécessaire, celle-ci ne s’improvise pas, il faut une dizaine d’années d’apprentissage pour maîtriser le battage du bronze. Dans l’Europe d’aujourd’hui, très peu de professionnels du métal, probablement quelques individus, seraient capables de réaliser la plus simple des coupes du dépôt d’Évans. La raison est simple, les batteurs de métal d’aujourd’hui ont appris à travailler le cuivre, le laiton, l’argent, l’or, et aussi le fer, voire le titane (pour l’aéronautique) et le zirconium (pour l’industrie chimique), mais pas du bronze à 10 % d’étain ; ils savent travailler des tôles obtenues par laminage, qui, à la suite des déformations et des recuits obligatoires pour ce type de produit, sont parfaitement homogénéisées, et qui possèdent donc une très large capacité de déformation plastique à froid. Un bronze brut de fonderie est fortement hétérogène – même s’il est très pur ! – à cause de la thermodynamique de la solidification, en particulier de la largeur du fuseau du mélange liquide et solide (environ de 850 à 1 000° C pour un alliage à 10 % d’étain, comme l’indique la ig. 57) et de la faible capacité de l’étain à diffuser dans le cuivre (Andrieu et alii, 2000). Dans l’industrie contemporaine, avant la déformation, une ébauche de fonderie en bronze est soumise à un recuit d’homogénéisation de plusieurs heures vers 700° C ; un tel traitement thermique est impensable, pratiquement et conceptuellement, dans les sociétés pré-industrielles. En conséquence, le travail d’un bronze doit commencer par de très faibles passes de déformation, quelques pourcents seulement – il faut donc frapper moins fort que pour du cuivre ou du laiton alors que le bronze est plus dur ! –, le recuit doit être fréquent et suivi d’une trempe à l’eau. Le bronze ayant été employé uniquement en fonderie durant la période industrielle, la manière de le travailler en déformation a simplement été oubliée ; et cela à tel point que quasiment tous les ouvrages techniques du xix^e siècle déclarent que le bronze ne se déforme pas, qu’il se brise sous le marteau ! Ainsi donc, copier la vaisselle de bronze ne se décrète pas ; il n’y a pas de mystère, ni de secret, mais des savoirs et des coordinations physiques nécessaires qui ne peuvent s’apprendre que dans la longue durée par un lourd investissement personnel.

94Un dernier point technique reste à aborder au sujet du perçage des trous de la grande passoire (vase n^o 9). Nous avons vu sur d’autres objets que pour la mise en place des anses, les perçages destinés au passage des rivets ont souvent été exécutés sans soin, sans même prendre la peine d’enlever les bavures (fig. 84). En revanche, pour la passoire n^o 9 le travail est très soigné ; le perçage a été exécuté par percussion indirecte d’un poinçon (fig. 79), et non par forage avec un dispositif tournant, mais les bavures ont été enlevées par polissage. Au-delà de la qualité de réalisation de chaque trou, il est à remarquer que le schéma de répartition des trous n’est pas simple (fig. 89). Cette disposition n’est pas radiale, elle est « pseudo-radiale » sur la majeure partie de la surface et jusqu’au bord (fig. 89b) ; à noter qu’elle est en spirale près du centre (fig. 89a). Un réseau pseudo-radial n’a pu être obtenu que par un tracé complexe réalisé à l’aide, soit d’un compas, soit d’un plateau diviseur. Le compas, avec écartement variable des branches, existe dans le monde de l’Empire romain ; existe-t-il dans l’Europe tempérée protohistorique ? Nous pensons que non ; en revanche, la question reste très ouverte quant à l’existence du plateau diviseur. Cet instrument est « simplement » un disque sur lequel sont tracés des cercles, et sur chacun de ces cercles des trous sont disposés à intervalle angulaire régulier, le nombre de trous étant différent sur chaque cercle. Des plateaux, réalisés en métal, sont bien documentés pour la période moderne car ils servent à la réalisation des roues dentées, pour des horloges en particulier. Pour les périodes anciennes, des plateaux en bois, dont il ne reste rien, ont pu exister ; cette présomption vient d’une hypothèse de construction d’un réseau de points pseudo-radial que nous avons déjà proposée pour du mobilier de l’Âge du Fer (fig. 21 et 22, dans Verger, 1996). En effet, un tel réseau se construit spontanément en traçant l’intersection de cercles concentriques et de droites s’appuyant sur un premier cercle – ne passant donc pas par le centre – et sur des pions disposés sur un cercle externe à distance angulaire constante (fig. 90). Nous sommes ici dans la même démarche que celle qui propose l’usage de dispositifs tournants à l’Âge du Bronze final (Armbruster, Pernot, 2006) : l’outil, en matériau périssable, n’est pas conservé, mais les traces sur les objets finis justifient son existence. Diviser un cercle en six, huit ou douze arcs égaux est facile, au-delà et pour les nombres impairs l’exercice est bien plus difficile. Ainsi, un « bon » plateau diviseur, c’est-à-dire avec plusieurs possibilités de nombres de repères exécutées avec soin, qui permet des tracés complexes, peut avoir été un des éléments qui ont fait le succès d’un atelier car cet instrument aussi n’est pas « copiable » sur une simple décision.