EP1488021B1 - Procédé de traitement thermique d'une pièce de fonderie en alliage a base d'aluminium et pièce de fonderie - Google Patents

Procédé de traitement thermique d'une pièce de fonderie en alliage a base d'aluminium et pièce de fonderie Download PDF

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EP1488021B1
EP1488021B1 EP03730296.5A EP03730296A EP1488021B1 EP 1488021 B1 EP1488021 B1 EP 1488021B1 EP 03730296 A EP03730296 A EP 03730296A EP 1488021 B1 EP1488021 B1 EP 1488021B1
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EP
European Patent Office
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range
temperature
casting
duration
temperature range
Prior art date
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EP03730296.5A
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EP1488021A2 (fr
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Philippe Meyer
Denis Massinon
Virginie Jacquet
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Montupet SA
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Montupet SA
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Publication date
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/04—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
    • C22F1/043—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon of alloys with silicon as the next major constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/04—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
    • C22F1/047—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon of alloys with magnesium as the next major constituent

Definitions

  • the present invention generally relates to the heat treatment of aluminum-based and silicon-containing casting alloys, as well as the resulting molded parts.
  • Aluminum-based casting alloys have different families of compositions, most of which are capable of structural hardening by heat treatment.
  • All these alloys are widely used for the mass production of automotive components, for example cylinder heads subjected to very high loads in service. In order to maximize the mechanical properties of these alloys, it is customary at least for the most severe stress cases, to perform a heat treatment having a dissolution and quenching, followed by a structural hardening income.
  • a disadvantage of this type of treatment is that it can make the alloy extremely difficult to machine, and in particular in the case of alloys with structural hardening having no or little copper (typically at levels less than or equal to 1 %).
  • machining of very thin threads eg cylinder head injector threads for diesel engines
  • long, small diameter holes or deburring of machined surfaces can be problematic (non-fragmentable burrs difficult to remove). by brushing for example).
  • the present invention aims to overcome these drawbacks and to make it possible to obtain foundry pieces having a good compromise between the intrinsic performances which are required of them, in particular as regards resistance to different types of stresses, and their aptitude for machining and deburring after machining.
  • the present invention provides an aluminum-based alloy casting according to claim 7.
  • a heat treatment according to the invention is carried out by a two-stage solution solution.
  • a first step is performed in a range of high temperatures, that is to say in the usual temperature range of dissolution of the alloys considered that the skilled person will define according to well known references.
  • this first temperature is between about 510 ° C and 550 ° C, preferably between about 520 ° C and 540 ° C, and more particularly around 530 ° C .
  • this temperature will be lower, for example between about 475 ° C and 515 ° C, and preferably around 495 ° C for copper contents of 2 to 3% by weight.
  • this first step is limited to durations of the order of 1h to 4h, preferably 1h to 2h, knowing that an extension of this plateau does not lead to significant improvements in the final properties of the material.
  • This first stage is followed by a second level of dissolution in a second lower temperature range.
  • this second temperature range is between about 455 ° C. and 485 ° C., preferably between about 460 ° C. and 480 ° C., and more preferentially around 465 ° C. C (it being specified that for an alloy with a copper content of 2 to 3% by weight, this second temperature range will advantageously be between 425 ° C. and 455 ° C., and more preferably around 450 ° C.).
  • the second temperature range is about 8 to 14% lower than the first temperature range.
  • the duration of this second step is of the order of 1h to 5h, preferably 1h to 3h. Indeed, it appears that extending the residence time at this second level does not bring significant changes to the final properties, and so again it is economically more interesting to reduce this time.
  • the cooling between the two dissolution stages is carried out so as to progressively move from the highest temperature to the lowest temperature in a time of between 30 minutes and 3 hours 30 minutes.
  • this time is between 1 hour and 2 hours 30 minutes.
  • quenching is applied according to the usual conditions, for example quenching with water.
  • an income is made to develop the hardening precipitation of the alloy.
  • This income can be chosen in the usual ranges of temperature and duration; Depending on the desired properties, it may be a sub-income, an income at the peak of resistance or an over-income.
  • the temperature of the second dissolution stage makes it possible to ensure that the tensile properties of the alloy thus treated decrease by about 10 to 40%, and preferably by approximately 15 to 35%, with respect to the properties that would be obtained with a single dissolution at the first temperature and for a duration equal to the cumulative durations of the two stages (includes the cooling phase of the first stage to the second stage), and keeping the same conditions of quenching and income.
  • this two-stage solution dissolution very significantly reduces the residual stresses present in the part after the end of the heat treatment. This can have advantages significant on the holding of parts, including cylinder heads of combustion engines, very heavily solicited.
  • a heat treatment is now carried out on an identical cylinder head, instead of the known heat treatment, comprising dissolving at a first temperature level of 530 ° C. for 2 hours and then at a second stage of 465 ° C. for 2 hours. , leaving 1 hour to the load to go from the first temperature to the second, then quenching with water at 90 ° C and a 5 hour income at 200 ° C.
  • the mechanical characteristics of the material become the following: Tear resistant 231 MPa (-32%) Yield strength at 0.2% deformation 207 MPa (-30 %) Plastic stretching 4.64% (+114%) Brinell hardness 90 (-20%) Quality index 331 MPa (-15%)
  • the breaking strength, the yield strength and the hardness, with the treatment according to the invention decrease from 20 to 32%. This decrease is in favor of a very strong increase in plastic elongation (that is to say elongation at break) (+ 114%).
  • the heat treatment according to the present invention reveals the presence of silicon globulized by high temperature dissolution, as illustrated by FIG. figure 2 drawings, while obtaining the reduction of resistances or hardness compared to the setting in conventional solution.
  • the dissolution at 530 ° C was carried out for 2 hours, and the dissolution at 450 or 400 ° C as the case required was for 3 hours, with a duration of 90 or 120 minutes to reach the second temperature.
  • the two-stage solution heat treatment according to the invention was carried out, as well as a solution with a single bearing at the temperature of 465 ° C. ° C.
  • the stay at high temperature causes the silicon to globulate, as shown by the figure 3
  • there is no globulization as shown in figure 4 .
  • the mechanical characteristics are also affected by the type of dissolution performed, being better after a two-stage solution dissolution.
  • the continuous line trajectory T1 shows the evolution of the torque (breaking strength, elongation) as a function of the second temperature of a two-stage solution solution
  • the T2 line shows the evolution of the same characteristics as a function of the temperature of a single-stage solution solution
  • the dotted line trajectory T3 for its part shows the evolution of the torque (elastic limit, elongation) as a function of the second temperature of a two-stage solution solution
  • the dotted line trajectory T4 shows the evolution of the same characteristics as a function of the temperature of a single-stage solution solution.
  • FIG 5 shows, by the relative positions of the curves T1 and T3 with respect to the curves T2 and T4, respectively, that a treatment of dissolution in solution with two stages has a compromise resistance / elongation with rupture superior to the same material subjected to a heat treatment at a single level, regardless of the temperature level of this single stage.

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Description

  • La présente invention concerne d'une façon générale le traitement thermique des alliages de moulage à base d'aluminium et contenant du silicium, ainsi que les pièces moulées résultantes.
  • Les alliages de moulage à base d'aluminium comportent différentes familles de composition dont la plupart sont aptes au durcissement structural par traitement thermique. En particulier, on peut citer la famille Aluminium/Silicium/Magnésium représentée typiquement par les alliages de type AlSi7%Mg0.3%, AlSi7Mg0.6% ou AlSi10%Mg0.3%, et la famille Aluminium/Silicium/Cuivre/Magnésium représentée typiquement par les alliages de type AlSi (5 à 10%) Cu (2 à 3.5%) Mg (0.2 à 0.3%).
  • Tous ces alliages sont largement utilisés pour la fabrication en grande série de composants automobiles, par exemple des culasses soumises à de très fortes sollicitations en service. Afin de maximiser les propriétés mécaniques de ces alliages, il est d'usage du moins pour les cas de sollicitations les plus sévères, de réaliser un traitement thermique présentant une mise en solution et une trempe, suivies d'un revenu de durcissement structural.
  • Un tel traitement thermique est divulgué dans WO01/16387 .
  • Un inconvénient de ce type de traitement est qu'il peut rendre l'alliage extrêmement difficile à usiner, et ce notamment dans le cas d'alliages à durcissement structural ne comportant pas ou peu de cuivre (typiquement à des teneurs inférieures ou égales à 1 %).
  • En particulier, l'usinage de filets très fins (par exemple des filets de fixation d'injecteurs de culasses pour moteurs diesel), les perçages longs de faible diamètre ou l'ébavurage des surfaces usinées peuvent être problématiques (bavures non fragmentables difficiles à éliminer par brossage par exemple).
  • On connaît par le document EP-A-1 065 292 un procédé visant à réaliser, à la suite d'une mise en solution d'une pièce réalisée en alliage léger, ce qui peut s'assimiler à une trempe étagée, par immersion dans un bain de sel de façon à amener rapidement la température de la pièce à une valeur comprise entre 350 et 450°C. Un tel procédé connu a pour effet d'accroître la résistance à la traction du matériau de la pièce à température élevée, mais ne résout nullement les problèmes d'aptitude à l'usinage. En outre, ce procédé conduit à des pertes de caractéristiques mécaniques à température ambiante qui sont inacceptables pour des applications de type culasse de moteur à combustion.
  • Ainsi il n'existe aujourd'hui aucune solution pour permettre de faciliter l'usinage des pièces en alliage du type à durcissement structural ou analogues.
  • La présente invention vise à pallier ces inconvénients et à permettre d'obtenir des pièces de fonderie présentant un bon compromis entre les performances intrinsèques qui leur sont demandées, notamment en matière de résistance à différents types de sollicitations, et leur aptitude à l'usinage et à l'ébavurage après usinage.
  • Elle propose à cet effet, selon un premier aspect, un procédé de traitement thermique d'une pièce de fonderie réalisée en alliage d'aluminium, selon la revendication 1.
  • Certains aspects préférés, mais non limitatifs de ce procédé sont les suivants :
    • la deuxième gamme de températures est choisie de manière à ce que l'alliage traité présente une résistance à la traction diminuée d'environ 10% à 40%, et de préférence d'environ 15% à 35%, par rapport à la résistance à la traction qui serait obtenue avec une mise en solution unique dans la première gamme de températures et pendant une durée égale aux première et deuxième durées cumulées.
    • la deuxième gamme de températures est inférieure à la première gamme de températures d'environ 8 à 14 %.
    • la première durée est alors comprise entre environ 1h et 4h, et de préférence entre environ 1h et 2h.
    • la deuxième durée est alors comprise entre environ 1h et 5h, et de préférence entre environ 1h et 3h.
    • la durée de l'étape (b) est alors comprise entre environ 0h30 et 3h30, et de préférence entre environ 1h et 2h30.
  • Selon un deuxième aspect, la présente invention propose une pièce de fonderie en alliage à base d'aluminium selon la revendication 7.
  • D'autres aspects, buts et avantages de la présente invention apparaîtront mieux à la lecture de la description détaillée suivante d'une forme de réalisation préférée de celle-ci, donnée à titre d'exemple non limitatif et faite en référence aux dessins annexés, sur lesquels :
    • la figure1 illustre la microstructure d'un premier type d'alliage traité selon l'art antérieur,
    • la figure 2 illustre la microstructure de ce même type d'alliage traité selon la présente invention,
    • la figure 3 illustre la microstructure d'un deuxième type d'alliage traité selon la présente invention,
    • la figure 4 illustre la microstructure de ce même type d'alliage traité d'une façon différente de la présente invention, et
    • la figure 5 est un diagramme de propriétés mécaniques résistance/allongement illustrant les propriétés pouvant être obtenues selon l'invention.
  • On va maintenant décrire l'invention en détail.
  • Un traitement thermique selon l'invention est réalisé par une mise en solution à deux paliers de température. Un premier palier est réalisé dans une gamme de hautes températures, c'est-à-dire dans la gamme de températures usuelle de mise en solution des alliages considérés que l'homme de l'art définira selon des références bien connues. Typiquement, pour des alliages contenant moins de 1% en poids de cuivre, cette première température est comprise entre environ 510°C et 550°C, de préférence entre environ 520°C et 540°C, et plus particulièrement autour de 530°C. Pour des alliages ayant une teneur en cuivre plus élevée, cette température sera plus basse, par exemple comprise entre environ 475°C et 515°C, et préférentiellement autour de 495°C pour des teneurs en cuivre de 2 à 3% en poids. Pour des raisons notamment économiques, on limite ce premier palier à des durées de l'ordre de 1h à 4h, de préférence 1h à 2h, sachant qu'un prolongement de ce palier ne conduit pas à des améliorations significatives des propriétés finales du matériau.
  • Ce premier palier est suivi par un deuxième palier de mise en solution dans une deuxième gamme de températures plus basse. Toujours pour un alliage contenant au plus 1% en poids de cuivre, cette deuxième gamme de températures est comprise entre environ 455°C et 485°C, de préférence entre environ 460°C et 480°C, et plus préférentiellement autour de 465°C (étant précisé que pour un alliage à teneur en cuivre de 2 à 3 % en poids, cette deuxième gamme de température se situera avantageusement entre 425°C et 455°C, et plus préférentiellement autour de 450°C).
  • Plus généralement, la deuxième gamme de températures est inférieure d'environ 8 à 14 % à la première gamme de températures.
  • La durée de cette deuxième étape est de l'ordre de 1h à 5h, de préférence 1h à 3h. En effet, il apparaît qu'allonger le temps de séjour à ce deuxième palier n'apporte pas de modifications significatives aux propriétés finales, et donc là encore il est économiquement plus intéressant de réduire ce temps.
  • Le refroidissement entre les deux paliers de mise en solution est réalisé de façon à passer progressivement de la température la plus élevée à la température la plus basse en une durée compris entre 30 minutes et 3 heures 30 minutes. De préférence, et ici encore pour des raisons principalement économiques, cette durée est comprise entre 1 heure et 2 heures 30 minutes.
  • Après ce deuxième palier de mise en solution à plus basse température, on applique une trempe selon les conditions habituelles, par exemple une trempe à l'eau.
  • On réalise enfin un revenu destiné à développer la précipitation durcissante de l'alliage. Ce revenu peut être choisi dans les gammes habituelles de température et de durée ; selon les propriétés recherchées il peut s'agir d'un sous-revenu, d'un revenu au pic de résistance ou d'un sur-revenu.
  • La température du deuxième palier de mise en solution, choisie comme déterminé plus haut, permet d'aboutir à ce que les propriétés de résistance à la traction de l'alliage ainsi traité diminuent d'environ 10 à 40%, et de préférence d'environ 15 à 35%, par rapport aux propriétés qui seraient obtenues avec une mise en solution unique à la première température et pendant une durée égale aux durées cumulées des deux paliers (incluse la phase de refroidissement du premier palier vers le deuxième palier), et en gardant les mêmes conditions de trempe et de revenu.
  • En pratique, on vise à réaliser, par rapport à un traitement thermique classique mono-palier, un compromis amélioré entre les propriétés de résistance à la traction, d'allongement et d'indice de qualité. Plus particulièrement, on a constaté qu'il était préférable de se placer dans la zone de réduction de propriétés de 15 à 35% si l'on souhaitait optimiser le compromis résistance/allongement tout en bénéficiant d'une aptitude à l'usinage améliorée.
  • Par ailleurs, on a également constaté que cette mise en solution à deux paliers réduisait très significativement les contraintes résiduelles présentes dans la pièce après la fin du traitement thermique. Ceci peut présenter des avantages significatifs sur la tenue des pièces, notamment des culasses de moteurs à combustion, très fortement sollicitées.
  • On va maintenant illustrer l'invention par les exemples suivants :
    • 1) Comparaison entre l'invention et l'art antérieur quant à l'impact sur le compromis résistance/allongement et sur la microstructure
  • Une culasse en AlSi7%Mg0.4% de deuxième fusion coulée en basse pression, dont le poids est de 18kg environ, et qui subit un traitement thermique de l'art antérieur (mise en solution à la température maximale, trempe et revenu) présente des difficultés à l'usinage : les copeaux de forage de taille importante tendent à s'enrouler autour des outils de coupe (ou encore restent dans les circuits d'huile par exemple). Leur évacuation s'avère donc difficile. Ces difficultés d'usinage sont liées aux caractéristiques de l'alliage obtenues après ce traitement thermique connu.
  • Plus précisément, après une mise en solution traditionnelle de 5 heures à 530°C suivie d'une trempe à l'eau de 90°C et d'un revenu de 5 heures à 200°C, les caractéristiques mécaniques obtenues sur la culasse sur sa face de culbuterie sont les suivantes :
    Résistance à la rupture 341 MPa
    Limite d'élasticité à 0.2% de déformation 298 MPa
    Allongement plastique 2,17 %
    Dureté Brinell 112
    Indice de qualité 391 MPa
  • La microstructure typique après le traitement thermique habituel révèle :
    • un silicium globulisé par le séjour à haute température, comme le montre la figure 1 des dessins, et
    • une mise en solution optimale, c'est-à-dire qu'aucun composé Mg2Si n'est observé hors solution.
  • On réalise maintenant sur une culasse identique, en lieu et place du traitement thermique connu, un traitement thermique comprenant une mise en solution à un premier palier de température de 530°C pendant 2 heures puis à un deuxième palier de 465°C pendant 2 heures, en laissant 1 heure à la charge pour passer de la première température à la deuxième, puis d'une trempe à l'eau à 90°C et d'un revenu de 5 heures à 200°C.
  • Les caractéristiques mécaniques du matériau deviennent les suivantes :
    Résistance à la rupture 231 MPa (-32 %)
    Limite d'élasticité à 0.2% de déformation 207 MPa (-30 %)
    Allongement plastique 4.64 % (+114 %)
    Dureté Brinell 90 (-20 %)
    Indice de qualité 331 MPa (-15%)
  • La résistance à la rupture, la limite d'élasticité et la dureté, avec le traitement selon l'invention, diminuent de 20 à 32%. Cette diminution se fait au profit d'une augmentation très forte de l'allongement plastique (c'est-à-dire allongement à la rupture) (+114%).
  • Sur le plan de la microstructure, le traitement thermique selon la présente invention révèle la présence de silicium globulisé par la mise en solution à haute température, comme l'illustre la figure 2 des dessins, tout en obtenant l'abattement de résistances ou de dureté par rapport à la mise en solution classique.
    • 2) Impact de la température du deuxième palier
  • Une mise en solution en deux paliers avec une deuxième température abaissée par rapport à l'exemple précédent, à savoir 450°C et 400°C respectivement, a été réalisée dans le cadre de la recherche d'une deuxième température optimale. Dans les deux cas, la mise en solution à 530°C s'effectuait pendant 2 heures, et la mise en solution à 450 ou 400°C selon le cas s'effectuait pendant 3 heures, avec une durée de 90 ou de 120 minutes pour atteindre la deuxième température.
  • Ici encore, la mise en solution a été suivie d'une trempe à l'eau à 90°C et d'un revenu de 5 heures à 200°C.
  • Mais de telles températures plus basses du deuxième palier se sont révélées causer une trop grande baisse des caractéristiques mécaniques, comme l'illustre le tableau ci-dessous :
    Mise en solution à deux paliers, 530°C puis 450°C 400°C
    Résistance à la rupture (MPa) 207 (-39%) 169 (-50%)
    Limite d'élasticité à 0.2% de déformation (MPa) 151 (-49%) 97 (-67%)
    Allongement plastique (%) 4.22 (+94%) 8.41 (+288%)
    Dureté Brinell 70 (-37%) 61 (-45%)
    • 3) Impact de la première étape à température élevée sur la microstructure
  • En utilisant une pièce moulée avec un alliage du type précité, modifié au strontium, on a réalisé le traitement thermique de mise en solution à deux paliers selon l'invention, ainsi qu'une mise en solution avec un palier unique à la température de 465°C. Dans le premier cas, le séjour à haute température amène le silicium à se globuliser, comme le montre la figure 3, alors que dans le deuxième cas il n'y a pas de globulisation, comme le montre la figure 4.
    • 4) Impact de l'existence de deux paliers sur les caractéristiques mécaniques
  • Les caractéristiques mécaniques sont également affectées par le type de mise en solution réalisé, en étant meilleures après une mise en solution à deux paliers.
  • Ainsi le diagramme illustré sur la figure 5 des dessins représente les compromis entre les résistances mécaniques (résistance à la rupture Rm et limite d'élasticité Rp à 0,2% de déformation, en MPa) et l'allongement à rupture (en %) après traitement thermique à un seul ou à deux paliers, en fonction de la température du palier unique ou de celle du deuxième palier. Les carrés (cas de l'invention) et les triangles (cas d'un traitement thermique à un seul palier) correspondent à différentes températures, comme indiqué.
  • Sur la figure 5, la trajectoire en trait continu T1 montre l'évolution du couple (résistance à la rupture, allongement) en fonction de la deuxième température d'une mise en solution à deux paliers, tandis que la trajectoire en trait continu T2 montre l'évolution des mêmes caractéristiques en fonction de la température d'une mise en solution à un seul palier. La trajectoire en pointillés T3 montre quant à elle l'évolution du couple (limite d'élasticité, allongement) en fonction de la deuxième température d'une mise en solution à deux paliers, tandis que la trajectoire en pointillés T4 montre l'évolution des mêmes caractéristiques en fonction de la température d'une mise en solution à un seul palier.
  • On a également représenté sur la figure 5 en liaison avec les courbes T1 et T3 obtenues selon l'invention, les diminutions de 10% et 40% de la résistance correspondant à un domaine de l'invention, ainsi que les diminutions de 15% et 35% correspondant à un domaine particulièrement préféré (domaine hachuré) de l'invention.
  • En outre, la figure 5 montre, de par les positions relatives des courbes T1 et T3 par rapport aux courbes T2 et T4, respectivement, qu'un traitement de mise en solution à deux paliers présente un compromis résistance/ allongement à rupture supérieur au même matériau soumis à un traitement thermique à un seul palier, et ceci quelque soit le niveau de la température de ce palier unique.
    • 5) Essais d'usinabilité
  • Pour étudier l'impact de l'invention sur l'usinabilité, on a réalisé deux essais, l'un sur une culasse de référence réalisée selon l'art antérieur (traitement mono-palier à 530°C pendant 5 heures) comme décrit au point 1) plus haut, et avec le même alliage, et l'autre sur une culasse réalisée toujours avec le même alliage et traitée thermiquement avec deux paliers de température conformément à l'invention, à savoir pendant 2 h à 530°C et pendant 2 h à 465°C, avec un refroidissement intermédiaire pendant 1 h.
  • Dans les deux cas, la mise en solution a été suivie d'une trempe à l'eau à 90°C puis d'un revenu de 5 heures à 190°C.
  • On constate que l'usinabilité des culasses traitées selon l'invention est facilitée. A titre indicatif, on a caractérisé la plus grande facilité à usiner par une réduction de la longueur moyenne du copeau et d'une forte augmentation de la masse volumique moyenne - qui traduisent une meilleure aptitude à la fragmentation du copeau - selon le tableau ci-dessous :
    longueur moyenne des copeaux masse volumique moyenne
    Référence : 2.6 cm 0,11 g/cm3
    Selon l'invention : 2 populations : 0,7 cm* et 2,2 cm (mesure sur population non triée)
    0,64 g/cm3
    * population majoritaire
  • Bien entendu, la présente invention n'est nullement limitée aux formes de réalisation décrites et représentées, mais l'homme du métier saura y apporter de nombreuses variantes et modifications.
  • En particulier, l'homme du métier saura faire varier le profil exact de l'évolution de la température au cours du traitement thermique de mise en solution, avec notamment plus de deux paliers, ou encore des paliers dans lesquels la température peut évoluer dans une certaine gamme.
  • En outre, l'homme du métier saura adapter les différents paramètres en fonction principalement mais non exclusivement :
    • du type d'alliage utilisé,
    • du poids et/ou du volume de la pièce,
    • de l'application envisagée,
    • du type d'usinage à effectuer, etc.

Claims (7)

  1. Procédé de traitement thermique d'une pièce de fonderie réalisée en alliage d'aluminium, de silicium et de magnésium, à faible teneur en cuivre d'au plus 1% en poids, caractérisé en ce qu'il comprend les étapes suivantes :
    (a) mise en solution de la pièce dans une première gamme de températures comprise entre 510°C et 550°C, et de préférence entre environ 520°C et 540°C pendant une première durée,
    (b) refroidissement progressif de la pièce jusqu'à une deuxième température comprise dans une deuxième gamme de températures inférieure à la première,
    (c) poursuite de la mise en solution de la pièce en la maintenant dans la deuxième gamme de températures comprise entre 455°C et 485°C, et de préférence entre environ 460°C et 480°C pendant une deuxième durée,
    (d) trempe de la pièce, et
    (e) revenu de la pièce,
  2. Procédé selon la revendication 1, caractérisé en ce que la deuxième gamme de températures est choisie de manière à ce que l'alliage traité présente une résistance à la traction diminuée d'environ 10% à 40%, et de préférence d'environ 15% à 35%, par rapport à la résistance à la traction qui serait obtenue avec une mise en solution unique dans la première gamme de températures et pendant une durée égale aux première et deuxième durées cumulées.
  3. Procédé selon la revendication 1 ou 2, caractérisé en ce que la deuxième gamine de températures est inférieure à la première gamme de températures d'environ 8 à 14 %.
  4. Procédé selon l'une des revendications 1 à 3, caractérisé en ce que la première durée est comprise entre environ 1h et 4h, et de préférence entre environ 1h et 2h.
  5. Procédé selon l'une des revendications 1 à 4, caractérisé en ce que la deuxième durée est comprise entre environ 1h et 5h, et de préférence entre environ 1h et 3h.
  6. Procédé selon l'une des revendications 1 à 5, caractérisé en ce que la durée de l'étape (b) est supérieure ou égale à environ 0h30, et de préférence comprise entre environ 1h et 2h30.
  7. Pièce de fonderie en alliage à base d'aluminium, de silicium et de magnésium et le cas échéant de cuivre, avec notamment une teneur en cuivre d'au plus 1% en poids, présentant une aptitude à l'usinage améliorée, caractérisée en ce qu'elle présente :
    - une résistance à la traction comprise entre 220 Mpa et 300 Mpa,
    - une limite d'élasticité à 0,2% de déformation comprise entre 170 Mpa et 270 Mpa,
    - une dureté Brinell comprise entre 75 et 110.
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