CA1340260C - Alliage d'aluminium chaudronnable et soudable et son procede de fabrication - Google Patents
Alliage d'aluminium chaudronnable et soudable et son procede de fabricationInfo
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-
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Abstract
L'invention se rapporte à un alliage d'aluminium de chaudronnerie, soudable, contenant essentiellement du Si, du Mg et du Cu et son procédé de fabrication. Cet alliage comprend (en poids %) des teneurs en Si et Mg définies par le trapèze de coordonnées: Si Mg A 0,5 0,1 B 0,5 0,2 C 1,3 0,5 D 1,3 0,1 Cu : 0,1 - 0,5 Mn : 0 - 0,2 Ti : 0 - 0,1 Fe : 0 - 0,35 Autres chacun : ~ 0,05 Total : ~ 0,15 Reste Al et substantiellement exempt de précipités de Si grâce à une température prédéterminée de mise en solution. La gamme de fabrication comporte la coulée semi-continue ou continue d'ébauches, une homogénéisation éventuelle, une transformation à chaud terminée dans le domaine 270.degree.C-340.degree.C, une transformation à froid éventuelle, une mise en solution effectuée entre 540 et 580.degree.C, une trempe, une mise en forme par emboutissage, pliage, cintrage, etc... et un revenu.
Description
13~026~
L'invention se rapporte à un alliage d'aluminium de chaudronnerie, soudable, contenant essentiellement du Si, du Mg et du Cu et à son procédé de fabrication.
Les alliages de la série 6000 selon la nomenclature de l'Aluminium Association ont été développés essentiellement sous forme de profilés, bien que certains de ces alliages tels que le 6061 ou le 6082, se trou-vent couramment sous forme de tôles ou bandes, destinées à l'emboutis-sage.
Des alliages entrant dans cette famille ont été décrits dans les brevets francais FR-A-2 375 332 et FR-A-2 360 684.
Ces alliages, moins chargés en magnésium que les alliages 6000 classi-ques, peu éloignés de la stoéchiométrie Mg2Si, sont par contre beaucoup plus riches en silicium.
Le brevet canadien 1,097,196 délivré le 10 mars 1981 décrit un procédé dans le-quel un alliage riche en Si est traité de fa~on à obtenir une fine précipitationsub-micronique (0,1 à 0,5 ~m) de Si en sursaturation; cette taille est intermédiaire entre les phases eutectiques présentes dans l'alliage et celle des phases durcissantes habituellement observées dans les alliages Al-Si-Mg-Cu.
Cette précipitation de Si, si elle présente selon les auteurs un certain nombre d'avantages, a également quelques inconvénients.
En effet, les précipités au silicium trop importants réduisent les capacités de déformation du matériau et de plus la résistance à la corrosion de l'alliage dans ses conditions d'emploi est affaiblie par leur présence.
Le brevet canadien 1,092,007 délivré le 23 décembre 1980 décrit un alliage Al-Si-Mg-Cu contenant au moins l'lm des éléments inhibiteurs de recristal-lisation du groupe Mn, Cr, zr.
. . _
L'invention se rapporte à un alliage d'aluminium de chaudronnerie, soudable, contenant essentiellement du Si, du Mg et du Cu et à son procédé de fabrication.
Les alliages de la série 6000 selon la nomenclature de l'Aluminium Association ont été développés essentiellement sous forme de profilés, bien que certains de ces alliages tels que le 6061 ou le 6082, se trou-vent couramment sous forme de tôles ou bandes, destinées à l'emboutis-sage.
Des alliages entrant dans cette famille ont été décrits dans les brevets francais FR-A-2 375 332 et FR-A-2 360 684.
Ces alliages, moins chargés en magnésium que les alliages 6000 classi-ques, peu éloignés de la stoéchiométrie Mg2Si, sont par contre beaucoup plus riches en silicium.
Le brevet canadien 1,097,196 délivré le 10 mars 1981 décrit un procédé dans le-quel un alliage riche en Si est traité de fa~on à obtenir une fine précipitationsub-micronique (0,1 à 0,5 ~m) de Si en sursaturation; cette taille est intermédiaire entre les phases eutectiques présentes dans l'alliage et celle des phases durcissantes habituellement observées dans les alliages Al-Si-Mg-Cu.
Cette précipitation de Si, si elle présente selon les auteurs un certain nombre d'avantages, a également quelques inconvénients.
En effet, les précipités au silicium trop importants réduisent les capacités de déformation du matériau et de plus la résistance à la corrosion de l'alliage dans ses conditions d'emploi est affaiblie par leur présence.
Le brevet canadien 1,092,007 délivré le 23 décembre 1980 décrit un alliage Al-Si-Mg-Cu contenant au moins l'lm des éléments inhibiteurs de recristal-lisation du groupe Mn, Cr, zr.
. . _
2 ~ 13~260 Cependant, la présence de ces derniers éléments n'est pas favorable.
Le Mn en partlculier présente plu6ieurs inconvénients :
. il donne naissance à la solidification des composés intermétalliques à base de Fe, Mn, Si qui réduisent la capacité de déformation de l'allia-ge et peuvent initier des décohésions et ruptures, lors des opérationsde mise en forme;
. il augmente la vitesse critique de trempe et limite donc les possibili-tés de traitements thermiques pour les produits épais;
. il confère à l'alliage un comportement à la corrosion assez médiocre;
10 . il n'est pas adapté aux homogénéisations de courte durée, telles que celles généralement obtenues dsns des fours à passage.
Le Cr et le Zr ont des effets similaires à ceux du Mn.
15 Le problème qui se pose à l'homme de l'art est donc l'obtention d'un alliage Al-Si-Mg-Cu emboutissable et soudable, exempt des inconvénients signalés ci-dessus et qui présente des propriétés mécaniques satisfaisan-tes à l'état durci, une bonne aptitude à la déformation à froid à l'état trempé, une bonne résistance à la corrosion et ce à la suite d'un traite-20 ment thermique simple, qui exclut la présence de toute précipitationde phase submicronique essentiellement constituée de Si.
Selon l'invention, l'alliage comprend (en % en poids) des teneurs en Si et Mg définies par le trapèze de coordonnées :
Si Mg A) 0,5 0,1 B) 0,5 0,2 C) 1,3 0,5 30 D) 1,3 0,1 Cu 0,1 - 0,5 Mn 0 - 0,2 Fe O - 0,35 autres chacun ~ 0,05 35 Total ~ 0,15 . ~
J.~
... . . . . . _ . ... .
reste Al et substantiellement exempt de précipités de Si grâce à une température prédéterminée de mise en solution.
Au-dessous des valeurs minimales des éléments principaux (Si, Mg, Cu) les caractéristiques mécaniques désirées à l'état traité ne sont pas atteintes.
Pour Si ' 1,3 %le traitement thermique de mise en solution complète est difficile à appliquer industriellement, comme cela sera exposé ci-après.
Pour Mg ~ 0,5 %, des difficultés lors de la transformation à chaud apparaissent (fragilisation) et l'aptitude à l'emboutissage est réduite.
On peut aussi observer que le rapport Si/Mg maximum (côté BC du trapèze) reste égal ou supérieur à 2,6 environ de manière à limiter au maximum la précipitation de Mg2Si en cours de solidification. Ainsi, les fines précipitations Mg2Si présentes dans l'alliage ne résultent que des traitements thermiques subis.
Pour Cu ' 0,5 %, la résistance à la corrosion ainsi que l'aptitude à l'emboutissage sont réduites.
Les éléments secondaires sont limités pour les raisons suivantes:
Comme explicité ci-dessus, la présence de Mn n'est pas souhaitable; cependant, elle a été admise jusqu'à 0,2 %
m~xi~um en raison des contaminations éventuelles en cet élément, dues au recyclage des déchets. Il est à noter que l'alliage ne comporte pas d'additions intentionnelles de Cr et/ou Zr.
Le Ti associé au B contrôle, comme cela est connu, la finesse de la cristallisation primaire des produits bruts de coulée (plaques, bandes, billettes, etc...) et permet des homogénéisations et mises en solution plus courtes, en particulier en ce qui concerne le traitement des produits plats (tôles, bandes). les teneurs efficaces sont Ti < 0,1%
13~q260 et B < 0,05 %. La teneur en Fe est limitée à 0,35 % pour éviter la formation de composés primaires grossiers contenant du Fe (type AlMnFeSi).
Une composition préférentielle de l'alliage suivant l'invention (% en poids) est la suivante, teneurs en Si et Mg comprises dans le trapèze ayant pour sommet:
Si Mg A' 0,65 0,2 B' 0,65 0,18 lo C' 0,95 o,28 D' 0,95 0,2 Cu = 0,10-0,25 Mn = 0-0,15 Selon la présente invention, il est également prévu un procédé d'obtention des alliages d'aluminium chaudronnable et soudable, comprenant la coulée continue ou semi-continue d'ébauches, une transformation à chaud terminée dans un domaine de température variant entre 270~C
et 340~C, une mise en solution effectuée entre 540 et 580~C
une trempe, une mise en forme par emboutissage, pliage, cintrage, et enfin un revenu.
Selon la présente invention, il est également prévu un procédé d'obtention d'un alliage d'aluminium chaudronnable et soudable contenant (en poids %) des teneurs en Si et Mg délimitées par le trapèze ABCD dont les coordonnées sont:
Si Mg A 0,5 0,1 B 0,5 0,2 C 1,3 0,5 D 1,3 0,1 Cu 0,1-0,5 Mn 0-0,2 Fe 0-0,35 ~;.."
134o26o autres chacun < 0,05 Total < 0,15 reste Al, procédé comprenant la coulée continue ou semi-continue d'ébauches, une transformation à chaud terminée dans un domaine de température variant entre 270~C et 340~C, une mise en solution effectuée entre 540 et 580~C, une trempe, une mise en forme par emboutissage, pliage, cintrage, et enfin un revenu.
Selon la présente invention, il est également prévu un procédé d'obtention d'un alliage d'aluminium chaudronnable et soudable contenant ten ~ poids) des teneurs en si et Mg délimitées par le trapèze A' B' C' D' dont les coordonnées sont:
Si Mg A' 0,65 0,2 B' 0,65 0,18 C' 0,95 0,28 D' 0,95 0,2 Cu 0,1-0,25 Mn < 0,15 procédé comprenant la coulée continue ou semi-continue d'ébauches, une homogénéisation, une transformation à chaud terminée dans un domaine de température variant entre 270~C
et 340~C, une transformation à froid, une mise en solution entre 540 et 580~C, une trempe, une mise en forme par emboutissage, pliage, cintrage et enfin un revenu.
Cependant, pour obtenir de bonnes propriétés de l'alliage, en particulier une finesse de grain inférieure à
80 ~m en moyenne, ces opérations doivent être conduites dans des conditions assez étroites.
Ainsi, pour limiter le temps de mise en solution ultérieure, il est préférable de bien homogénéiser l'alliage en évitant de le brûler par fusion des phases eutectiques.
5a Une homogénéisation à haute température entre 550~C et 570~C
avec un temps de maintien de 6 à 24 h est souhaitable.
L'homogénéisation est, de préférence précédée d'une montée lente en température.
s La transformation à chaud est effectuée par tout moyen connu (laminage, filage, forgeage, etc...).
Cependant, celle-ci doit ensuite être conduite de façon à
éviter des recristallisations grossières en cours d'opération.
Dans le cas des tô]es et bandes, ces recristallisations à chaud grossières sont la source de lignes de déformations macroscopiques, visibles après emboutissage, donc rédhibitoires pour cette application.
Avec une température de fin de transformation à
chaud, entre 270~ et 340~C selon l'invention on évite ces recristallisations.
Par "température de fin de transformation à chaud"
ou "transformation finale à chaud" nous devons comprendre une déformation thermo-mécanique, imposant au produit une déformation substantielle telle que laminage à chaud, forgeage, matriçage à chaud, etc... à une température entre 270 et 340~C.
Une opération de "mise en solution + trempe" ou encore "un revenu", bien qu'introduisant (ou pouvant introduire) certaines distorsions géométriques du produit traité, ne sont pas considérés comme une transformation à
chaud.
La transformation à chaud est finale en ce sens que toutes les transformations ultérieures sont soit des traitements thermiques "purs" (trempe, revenu), soit des opérations de transformation à froid (pliage, emboutissage, cintrage).
Après transformation à froid éventuelle l'alliage est mis en solution complète. Celle-ci a lieu dans le domaine de température compris entre 540 et 580~C, de 134026~
5b préférence entre 550 et 570~C, en visant la température de 560~C.
Compte tenu de l'absence volontaire d'éléments inhibiteurs de recristallisation (Mn, cr, Zr), la montée en température avant mise en solution doit être de préférence rapide (V ' 10~C/sec) et la mise en solution de préférence exécutée soit dans un four à passage, soit dans un four de traitement tôle à tôle.
Le temps de traitement varie de quelques secondes à quelques minutes, sans pouvoir dépasser une heure. Les tôles et bandes ainsi obtenues présentent une bonne isotropie et une grosseur de grain moyenne ne dépassant pas 60 ~m.
La trempe doit être rapide et dépend de l'épaisseur du produit. Pour les tôles et bandes, elle est généralement effectuée à l'air calme ou pulsé.
Après les opérations de mise en forme à froid telles que emboutissage, pliage, cintrage etc.. et/ou d'assemblage telle que le soudage, les pièces subissent un revenu de durcissement, dans les conditions habituelles; le durcissement est dû à la précipitation de la phase Mg2Si et de phase complexes AlCuMg, AlCuMg Si. Le revenu est typiquement effectué entre 8 à 12 h vers 165~C.
Il est à remarquer que dans certains cas, la cuisson de revêtements de surface tels que des vernis, bien que plus courte, réalise ipso facto ce traitement.
L'invention sera mieux comprise à l'aide des exemples suivants illustrés par la figure 1 qui représente le domaine de composition des éléments Si et Mg de l'alliage, et la figure 2 qui représente le domaine de mise en solution ou d'homogénéisation d'un alliage suivant l'invention, sur une coupe verticale du diagramme d'état Al,Mg,Si à 0,2 ~J Mg.
Sur la figure 2, on trouve en (1) la courbe solvus, en (2) la courbe solidus et en (3) le palier eutectique, qui se regroupent au point E.
La mise en solution (ou homogénéisation) doit être effectuée dans le domaine monophasé et en particulier dans les conditions de température représentées par le rectangle FGHI pour la plage générale et F'G'H'I' pour la plage préférentielle.
15 Il est évident, d'après ces courbes, que pour les teneurs en Si élevées, le traitement est délicat, puisqu'une faible variation par rapport à la température de consigne conduit soit à une précipitation de Si si la température baisse, soit à une "brûlure" du métal si la température monte.
Ce traitement thermique exige donc un outil industriel précis.
Exemple 1 Une plaque (1500x400 mm2) de composition suivante (% en poids ) : Si 25 0,90; Mg 0,30; Cu 0,20; Fe 0,25; Ti 0,03, a été coulée par le procédé
classique en semi-continu. Cette plaque a été homogénéisée 10 h à 555~C
(scalpée à 1500 x 420 mm2) puis laminée à chaud jusqu'à 4 mm d'épaisseur avec finition entre 320 et 300~C. Les bobines ainsi obtenues ont été
laminées à froid jusqu'à 1,25 mm d'épaisseur.
La mise en solution de celles-ci a été effectuée dans un four à passage à la vitesse de 20 m/mn, le temps de maintien à température de 560~C
étant de l'ordre de 1 minute et la vitesse de montée en température de l'ordre de 25~C/sec.
Les caractéristiques mécaniques mesurées dans la direction du laminage, dans le sens travers et suivant la direction à 45~ de la direction .. . .. . .
' 7 13~260 du laminage sont rassemblées dans le Tableau suivant :
Sens Long 45~ Travers Rm (MPa) 235 233 232 RpO,2 (MPa) 110 109 108 A % 25 29 27 Ces mesures montrent que le produit obtenu est relativement homogène 10 et isotrope.
L'anisotropie a été estimée en réalisant des godets et en mesurant le taux des cornes suivant la norme AFNOR NF-A-50-301. Cette valeur est égale à 7 %. La grosseur de grain mesurée par métalLographie est 15 de 40 ~m.
Des tôles découpées dans le métal mis en solution ont ét~ parachevées par mise en forme de parties de carrosserie automobile, dans ce cas un capot avant.
Après emboutissage, celui-ci a été revêtu d'un revêtement protection (peinture) avant de subir une cuisson de 1,5 h à 180~C.
Les caractéristiques mécaniques obtenues en fonction du taux d'écrouissa-25 ge local sont les suivantes :
Taux d'écrouissage (%) RpO,2 (MPa) Rm (MPa) A %
Exemple 2 Une tôle de même composition que celle de l'exemple 1 a été soudée à une autre tôle de même composition par soudure par point, dans les conditions suivantes :
Electrode en "Mallory 328" de forme tronconique avec angle au sommet * nMallory 328 n n'est pas une marque de commerce mais une désignation d'alliage à base de Cu.
de 60~ et diamètre de pastille ~ 5,5 mm.
Force d'appui : 400 kg Intensité : 27 000 A
Fréquence : 2 Hz.
L'assemblage a été ensuite porté, en étuve, à 165~C pendant 10 h.
La résistance au cisaillement des joints soudés ainsi obtenus est de 1'ordre de 280 MPa.
On peut constater les bonnes propriétés obtenues après soudage et revenu.
- L'alliage suivant l'invention présente les avantages suivants :
Cet alliage est livré à l'état T4 aux transformateurs.
A cet état, l'alliage est ductile et se prête bien à la déformation, sa maturation à la température ambiante étant très faible.
La pièce déformée à froid acquiert de meilleures caractéristiques de résistance par écrouissage, au moins localement dans les zones les plus déformées; l'adoucissement dû au recuit lors de l'opération de soudage est partiellement compensé par le durcissement structural lors du revenu final (T6).
Pour obtenir l'état le plus ductile, le métal ne subit après trempe que les opérations de finition (telles que dressage, planage, etc...) strictement nécessaires.
Le Mn en partlculier présente plu6ieurs inconvénients :
. il donne naissance à la solidification des composés intermétalliques à base de Fe, Mn, Si qui réduisent la capacité de déformation de l'allia-ge et peuvent initier des décohésions et ruptures, lors des opérationsde mise en forme;
. il augmente la vitesse critique de trempe et limite donc les possibili-tés de traitements thermiques pour les produits épais;
. il confère à l'alliage un comportement à la corrosion assez médiocre;
10 . il n'est pas adapté aux homogénéisations de courte durée, telles que celles généralement obtenues dsns des fours à passage.
Le Cr et le Zr ont des effets similaires à ceux du Mn.
15 Le problème qui se pose à l'homme de l'art est donc l'obtention d'un alliage Al-Si-Mg-Cu emboutissable et soudable, exempt des inconvénients signalés ci-dessus et qui présente des propriétés mécaniques satisfaisan-tes à l'état durci, une bonne aptitude à la déformation à froid à l'état trempé, une bonne résistance à la corrosion et ce à la suite d'un traite-20 ment thermique simple, qui exclut la présence de toute précipitationde phase submicronique essentiellement constituée de Si.
Selon l'invention, l'alliage comprend (en % en poids) des teneurs en Si et Mg définies par le trapèze de coordonnées :
Si Mg A) 0,5 0,1 B) 0,5 0,2 C) 1,3 0,5 30 D) 1,3 0,1 Cu 0,1 - 0,5 Mn 0 - 0,2 Fe O - 0,35 autres chacun ~ 0,05 35 Total ~ 0,15 . ~
J.~
... . . . . . _ . ... .
reste Al et substantiellement exempt de précipités de Si grâce à une température prédéterminée de mise en solution.
Au-dessous des valeurs minimales des éléments principaux (Si, Mg, Cu) les caractéristiques mécaniques désirées à l'état traité ne sont pas atteintes.
Pour Si ' 1,3 %le traitement thermique de mise en solution complète est difficile à appliquer industriellement, comme cela sera exposé ci-après.
Pour Mg ~ 0,5 %, des difficultés lors de la transformation à chaud apparaissent (fragilisation) et l'aptitude à l'emboutissage est réduite.
On peut aussi observer que le rapport Si/Mg maximum (côté BC du trapèze) reste égal ou supérieur à 2,6 environ de manière à limiter au maximum la précipitation de Mg2Si en cours de solidification. Ainsi, les fines précipitations Mg2Si présentes dans l'alliage ne résultent que des traitements thermiques subis.
Pour Cu ' 0,5 %, la résistance à la corrosion ainsi que l'aptitude à l'emboutissage sont réduites.
Les éléments secondaires sont limités pour les raisons suivantes:
Comme explicité ci-dessus, la présence de Mn n'est pas souhaitable; cependant, elle a été admise jusqu'à 0,2 %
m~xi~um en raison des contaminations éventuelles en cet élément, dues au recyclage des déchets. Il est à noter que l'alliage ne comporte pas d'additions intentionnelles de Cr et/ou Zr.
Le Ti associé au B contrôle, comme cela est connu, la finesse de la cristallisation primaire des produits bruts de coulée (plaques, bandes, billettes, etc...) et permet des homogénéisations et mises en solution plus courtes, en particulier en ce qui concerne le traitement des produits plats (tôles, bandes). les teneurs efficaces sont Ti < 0,1%
13~q260 et B < 0,05 %. La teneur en Fe est limitée à 0,35 % pour éviter la formation de composés primaires grossiers contenant du Fe (type AlMnFeSi).
Une composition préférentielle de l'alliage suivant l'invention (% en poids) est la suivante, teneurs en Si et Mg comprises dans le trapèze ayant pour sommet:
Si Mg A' 0,65 0,2 B' 0,65 0,18 lo C' 0,95 o,28 D' 0,95 0,2 Cu = 0,10-0,25 Mn = 0-0,15 Selon la présente invention, il est également prévu un procédé d'obtention des alliages d'aluminium chaudronnable et soudable, comprenant la coulée continue ou semi-continue d'ébauches, une transformation à chaud terminée dans un domaine de température variant entre 270~C
et 340~C, une mise en solution effectuée entre 540 et 580~C
une trempe, une mise en forme par emboutissage, pliage, cintrage, et enfin un revenu.
Selon la présente invention, il est également prévu un procédé d'obtention d'un alliage d'aluminium chaudronnable et soudable contenant (en poids %) des teneurs en Si et Mg délimitées par le trapèze ABCD dont les coordonnées sont:
Si Mg A 0,5 0,1 B 0,5 0,2 C 1,3 0,5 D 1,3 0,1 Cu 0,1-0,5 Mn 0-0,2 Fe 0-0,35 ~;.."
134o26o autres chacun < 0,05 Total < 0,15 reste Al, procédé comprenant la coulée continue ou semi-continue d'ébauches, une transformation à chaud terminée dans un domaine de température variant entre 270~C et 340~C, une mise en solution effectuée entre 540 et 580~C, une trempe, une mise en forme par emboutissage, pliage, cintrage, et enfin un revenu.
Selon la présente invention, il est également prévu un procédé d'obtention d'un alliage d'aluminium chaudronnable et soudable contenant ten ~ poids) des teneurs en si et Mg délimitées par le trapèze A' B' C' D' dont les coordonnées sont:
Si Mg A' 0,65 0,2 B' 0,65 0,18 C' 0,95 0,28 D' 0,95 0,2 Cu 0,1-0,25 Mn < 0,15 procédé comprenant la coulée continue ou semi-continue d'ébauches, une homogénéisation, une transformation à chaud terminée dans un domaine de température variant entre 270~C
et 340~C, une transformation à froid, une mise en solution entre 540 et 580~C, une trempe, une mise en forme par emboutissage, pliage, cintrage et enfin un revenu.
Cependant, pour obtenir de bonnes propriétés de l'alliage, en particulier une finesse de grain inférieure à
80 ~m en moyenne, ces opérations doivent être conduites dans des conditions assez étroites.
Ainsi, pour limiter le temps de mise en solution ultérieure, il est préférable de bien homogénéiser l'alliage en évitant de le brûler par fusion des phases eutectiques.
5a Une homogénéisation à haute température entre 550~C et 570~C
avec un temps de maintien de 6 à 24 h est souhaitable.
L'homogénéisation est, de préférence précédée d'une montée lente en température.
s La transformation à chaud est effectuée par tout moyen connu (laminage, filage, forgeage, etc...).
Cependant, celle-ci doit ensuite être conduite de façon à
éviter des recristallisations grossières en cours d'opération.
Dans le cas des tô]es et bandes, ces recristallisations à chaud grossières sont la source de lignes de déformations macroscopiques, visibles après emboutissage, donc rédhibitoires pour cette application.
Avec une température de fin de transformation à
chaud, entre 270~ et 340~C selon l'invention on évite ces recristallisations.
Par "température de fin de transformation à chaud"
ou "transformation finale à chaud" nous devons comprendre une déformation thermo-mécanique, imposant au produit une déformation substantielle telle que laminage à chaud, forgeage, matriçage à chaud, etc... à une température entre 270 et 340~C.
Une opération de "mise en solution + trempe" ou encore "un revenu", bien qu'introduisant (ou pouvant introduire) certaines distorsions géométriques du produit traité, ne sont pas considérés comme une transformation à
chaud.
La transformation à chaud est finale en ce sens que toutes les transformations ultérieures sont soit des traitements thermiques "purs" (trempe, revenu), soit des opérations de transformation à froid (pliage, emboutissage, cintrage).
Après transformation à froid éventuelle l'alliage est mis en solution complète. Celle-ci a lieu dans le domaine de température compris entre 540 et 580~C, de 134026~
5b préférence entre 550 et 570~C, en visant la température de 560~C.
Compte tenu de l'absence volontaire d'éléments inhibiteurs de recristallisation (Mn, cr, Zr), la montée en température avant mise en solution doit être de préférence rapide (V ' 10~C/sec) et la mise en solution de préférence exécutée soit dans un four à passage, soit dans un four de traitement tôle à tôle.
Le temps de traitement varie de quelques secondes à quelques minutes, sans pouvoir dépasser une heure. Les tôles et bandes ainsi obtenues présentent une bonne isotropie et une grosseur de grain moyenne ne dépassant pas 60 ~m.
La trempe doit être rapide et dépend de l'épaisseur du produit. Pour les tôles et bandes, elle est généralement effectuée à l'air calme ou pulsé.
Après les opérations de mise en forme à froid telles que emboutissage, pliage, cintrage etc.. et/ou d'assemblage telle que le soudage, les pièces subissent un revenu de durcissement, dans les conditions habituelles; le durcissement est dû à la précipitation de la phase Mg2Si et de phase complexes AlCuMg, AlCuMg Si. Le revenu est typiquement effectué entre 8 à 12 h vers 165~C.
Il est à remarquer que dans certains cas, la cuisson de revêtements de surface tels que des vernis, bien que plus courte, réalise ipso facto ce traitement.
L'invention sera mieux comprise à l'aide des exemples suivants illustrés par la figure 1 qui représente le domaine de composition des éléments Si et Mg de l'alliage, et la figure 2 qui représente le domaine de mise en solution ou d'homogénéisation d'un alliage suivant l'invention, sur une coupe verticale du diagramme d'état Al,Mg,Si à 0,2 ~J Mg.
Sur la figure 2, on trouve en (1) la courbe solvus, en (2) la courbe solidus et en (3) le palier eutectique, qui se regroupent au point E.
La mise en solution (ou homogénéisation) doit être effectuée dans le domaine monophasé et en particulier dans les conditions de température représentées par le rectangle FGHI pour la plage générale et F'G'H'I' pour la plage préférentielle.
15 Il est évident, d'après ces courbes, que pour les teneurs en Si élevées, le traitement est délicat, puisqu'une faible variation par rapport à la température de consigne conduit soit à une précipitation de Si si la température baisse, soit à une "brûlure" du métal si la température monte.
Ce traitement thermique exige donc un outil industriel précis.
Exemple 1 Une plaque (1500x400 mm2) de composition suivante (% en poids ) : Si 25 0,90; Mg 0,30; Cu 0,20; Fe 0,25; Ti 0,03, a été coulée par le procédé
classique en semi-continu. Cette plaque a été homogénéisée 10 h à 555~C
(scalpée à 1500 x 420 mm2) puis laminée à chaud jusqu'à 4 mm d'épaisseur avec finition entre 320 et 300~C. Les bobines ainsi obtenues ont été
laminées à froid jusqu'à 1,25 mm d'épaisseur.
La mise en solution de celles-ci a été effectuée dans un four à passage à la vitesse de 20 m/mn, le temps de maintien à température de 560~C
étant de l'ordre de 1 minute et la vitesse de montée en température de l'ordre de 25~C/sec.
Les caractéristiques mécaniques mesurées dans la direction du laminage, dans le sens travers et suivant la direction à 45~ de la direction .. . .. . .
' 7 13~260 du laminage sont rassemblées dans le Tableau suivant :
Sens Long 45~ Travers Rm (MPa) 235 233 232 RpO,2 (MPa) 110 109 108 A % 25 29 27 Ces mesures montrent que le produit obtenu est relativement homogène 10 et isotrope.
L'anisotropie a été estimée en réalisant des godets et en mesurant le taux des cornes suivant la norme AFNOR NF-A-50-301. Cette valeur est égale à 7 %. La grosseur de grain mesurée par métalLographie est 15 de 40 ~m.
Des tôles découpées dans le métal mis en solution ont ét~ parachevées par mise en forme de parties de carrosserie automobile, dans ce cas un capot avant.
Après emboutissage, celui-ci a été revêtu d'un revêtement protection (peinture) avant de subir une cuisson de 1,5 h à 180~C.
Les caractéristiques mécaniques obtenues en fonction du taux d'écrouissa-25 ge local sont les suivantes :
Taux d'écrouissage (%) RpO,2 (MPa) Rm (MPa) A %
Exemple 2 Une tôle de même composition que celle de l'exemple 1 a été soudée à une autre tôle de même composition par soudure par point, dans les conditions suivantes :
Electrode en "Mallory 328" de forme tronconique avec angle au sommet * nMallory 328 n n'est pas une marque de commerce mais une désignation d'alliage à base de Cu.
de 60~ et diamètre de pastille ~ 5,5 mm.
Force d'appui : 400 kg Intensité : 27 000 A
Fréquence : 2 Hz.
L'assemblage a été ensuite porté, en étuve, à 165~C pendant 10 h.
La résistance au cisaillement des joints soudés ainsi obtenus est de 1'ordre de 280 MPa.
On peut constater les bonnes propriétés obtenues après soudage et revenu.
- L'alliage suivant l'invention présente les avantages suivants :
Cet alliage est livré à l'état T4 aux transformateurs.
A cet état, l'alliage est ductile et se prête bien à la déformation, sa maturation à la température ambiante étant très faible.
La pièce déformée à froid acquiert de meilleures caractéristiques de résistance par écrouissage, au moins localement dans les zones les plus déformées; l'adoucissement dû au recuit lors de l'opération de soudage est partiellement compensé par le durcissement structural lors du revenu final (T6).
Pour obtenir l'état le plus ductile, le métal ne subit après trempe que les opérations de finition (telles que dressage, planage, etc...) strictement nécessaires.
Claims (10)
1. Alliage d'aluminium chaudronnable et soudable, caractérisé en ce qu'il contient (en poids %) des teneurs en Si et mg délimitées par le trapèze ABCD dont les coordonnées sont :
Si Mg A 0,5 0,1 B 0,5 0,2 C 1,3 0,5 D 1,3 0,1 Cu 0,1-0,5 Mn 0-0,2 Fe 0-0,35 autres chacun < 0,05 Total < 0,15 reste Al et substantiellement exempt de précipités de Si grâce à une température prédéterminée de mise en solution.
Si Mg A 0,5 0,1 B 0,5 0,2 C 1,3 0,5 D 1,3 0,1 Cu 0,1-0,5 Mn 0-0,2 Fe 0-0,35 autres chacun < 0,05 Total < 0,15 reste Al et substantiellement exempt de précipités de Si grâce à une température prédéterminée de mise en solution.
2. Alliage suivant la revendication 1, caractérisé en ce qu'il contient (en % poids) des teneurs en Si et Mg délimitées par le trapèze A'B'C'D' dont les coordonnées sont:
Si Mg A' 0,65 0,2 B' 0,65 0,18 C' 0,95 0,28 D' 0,95 0,2 Cu 0,1-0,25 Mn < 0,15.
Si Mg A' 0,65 0,2 B' 0,65 0,18 C' 0,95 0,28 D' 0,95 0,2 Cu 0,1-0,25 Mn < 0,15.
3. Alliage suivant la revendication 1 ou 2, caractérisé en ce que la grosseur de grain moyenne est inférieure à 80 µm.
4. Alliage suivant la revendication 1 ou 2, caractérisé en ce que la grosseur de grain moyenne est inférieure à 60 µm.
5. Procédé d'obtention des alliages d'aluminium chaudronnable et soudable, comprenant la coulée continue ou semi-continue d'ébauches,, une transformation à chaud terminée dans un domaine de température variant entre 270°C
et 340°C, une mise en solution effectuée entre 540 et 580°C
une trempe, une mise en forme par emboutissage, pliage, cintrage, et enfin un revenu.
et 340°C, une mise en solution effectuée entre 540 et 580°C
une trempe, une mise en forme par emboutissage, pliage, cintrage, et enfin un revenu.
6. Procédé d'obtention d'un alliage d'aluminium chaudronnable et soudable contenant (en poids %) des teneurs en Si et mg délimitées par le trapèze ABCD dont les coordonnées sont :
Si Mg A 0,5 0,1 B 0,5 0,2 C 1,3 0,5 D 1,3 0,1 Cu 0,1-0,5 Mn 0-0,2 Fe 0-0,35 autres chacun < 0,05 Total < 0,15 reste Al, procédé comprenant la coulée continue ou semi-continue d'ébauches, une transformation à chaud terminée dans un domaine de température variant entre 270°C et 340°C, une mise en solution effectuée entre 540 et 580°C, une trempe, une mise en forme par emboutissage, pliage, cintrage, et enfin un revenu.
Si Mg A 0,5 0,1 B 0,5 0,2 C 1,3 0,5 D 1,3 0,1 Cu 0,1-0,5 Mn 0-0,2 Fe 0-0,35 autres chacun < 0,05 Total < 0,15 reste Al, procédé comprenant la coulée continue ou semi-continue d'ébauches, une transformation à chaud terminée dans un domaine de température variant entre 270°C et 340°C, une mise en solution effectuée entre 540 et 580°C, une trempe, une mise en forme par emboutissage, pliage, cintrage, et enfin un revenu.
7. Procédé d'obtention d'un alliage d'aluminium chaudronnable et soudable contenant (en % poids) des teneurs en Si et Mg délimitées par le trapèze A'B'C'D' dont les coordonnées sont:
A' Si Mg B' 0,65 0,2 C' 0,65 0,18 D' 0,95 0,28 Cu 0,1-0,25 Mn < 0,15 procédé comprenant la coulée continue ou semi-continue d'ébauches, une homogénéisation, une transformation à chaud terminée dans un domaine de température variant entre 270°C et 340°C, une transformation à froid, une mise en solution entre 540 et 580°C, une trempe, une mise en forme par emboutissage, pliage, cintrage et enfin un revenu.
A' Si Mg B' 0,65 0,2 C' 0,65 0,18 D' 0,95 0,28 Cu 0,1-0,25 Mn < 0,15 procédé comprenant la coulée continue ou semi-continue d'ébauches, une homogénéisation, une transformation à chaud terminée dans un domaine de température variant entre 270°C et 340°C, une transformation à froid, une mise en solution entre 540 et 580°C, une trempe, une mise en forme par emboutissage, pliage, cintrage et enfin un revenu.
8. Procédé selon la revendication 5, 6 ou 7, dans lequel l'homogénéisation ou la mise en solution ont lieu entre 550 et 570°C.
9. Procédé selon la revendication 5, 6 ou 7, dans lequel la mise en solution est précédée d'une montée en température à une vitesse supérieure à 10°C/sec.
10. Procédé selon l'une quelconque des revendications 5 à 9, dans lequel la mise en solution est effectuée dans un domaine monophasé.
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