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 tel que le 6061 ou le 6082, se trouvent couramment sous forme de tôles ou bandes, destinées à l'emboutissage.
Des alliages entrant dans cette famille ont été décrits dans les brevets français FR-A-2 375 332 et FR-A-2 360 684.
Ces alliages, moins chargés en magnésium que les alliages 6000 classiques, peu éloignées de la stoéchiométrie Mg2Si, sont par contre beaucoup plus riches en silicium.
La demande de brevet FR 2 375 332 décrit un procédé dans lequel un alliage riche en Si est traité de façon à obtenir une fine précipitation sub-micronique (0,1 à 0,5 u.m) de Si en sursaturation; cette taille est intermédiaire entre le phases eutectiques présentes dans l'alliage et celle des phases durcissantes habituellement observées dans les alliages AI-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.
La demande de brevet français FR 2 360 684 décrit un alliage AI-Si-Mg-Cu contenant au moins l'un des éléments inhibiteurs de recristallisation du groupe Mn, Cr, Zr.
Cependant, la présence de ces derniers éléments n'est pas favorable. Le Mn en particulier présente plusieurs inconvénients :
- . il donne naissance à la solidification des composés intermétalliques à base de Fe, Mn, Si qui réduisent la capacité de déformation de l'alliage et peuvent initier des décohésions et ruptures, lors des opérations de mise en forme;
- . il augmente la vitesse critique de trempe et limite donc les possibilités de traitements thermiques pour le produits épais;
- . il confère à l'alliage un comportement à la corrosion assez médiocre;
- . il n'est pas adapté aux homogénéisations de courte durée, telles que celles généralement obtenues dans des fours à passage.
Le Cr et le Zr ont des effets similaires à ceux du Mn.
Le problème qui se pose à l'homme de l'art est donc l'obtention d'un alliage AI-Si-Mg-Cu emboutissa- ble et soudable, exempt des inconvénients signalés ci-dessus et qui présente des propriétés mécaniques satisfaisantes 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 traitement thermique simple, qui exclut la présence de toute précipitation de 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 :
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 k 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 S 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 % maximum 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 % et B < 0,05 %. La teneur en Fe est limitée à 0,35 % pour éviter la formation de composés primaires grossiers contenant de Fe (type AIMnFeSi).
Une composition préférentielle de l'alliage suivant l'invention (% en poids) est la suivante : teneur en Si et Mg comprises dans le trapèze ayant pour sommet :
Une autre composition préférentielle de l'alliage suivant l'invention correspond aux teneurs en Si et Mg, délimitées par le trapèze A'B'C'D' de la Fig.1 avec Cu : 0,1-0,25 et Mn ≦ 0,15, les limites des autres éléments étant les mêmes.
La gamme de fabrication des alliages suivant l'invention comporte généralement la coulée continue ou semi-continue d'ébauches, une homogénéisation éventuelle, une transformation à chaud, une transformation à froid éventuelle, une mise en solution et un revenu.
Cependant, pour obtenir de bonnes propriétés de l'alliage, en particulier une finesse de grain inférieure à 80 µm 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. 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.
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 tôles et bandes, ces recristallisations à chaud grossières sont la source de lignes de déformations macroscopiques, visibles après emboutissage, donc rédhibitoires pour cette application.
De ce fait, la température de fin de transformation à chaud, pour éviter ces recristallisations, doit être impérativement entre 270 et 340°C.
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 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 rapide (V k 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 µm.
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 ou d'assemblage telle que le soudage, les pièces subissent un revenu de durcissement, dans les conditons habituelles; le durcissement est dû à la précipitation de la phase Mg2Si et de phases complexes AICuMg, AICuMg 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 que 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 AI, Mg, Si à 0,2 % 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'l' pour la plage préférentielle.
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.
Une plaque (1500x400 mm2) de composition suivante (% en poids ) : Si 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 du laminage sont rassemblées dans le Tableau suivant :
Ces mesures montrent que le produit obtenu est relativement homogène 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 de 40 µm.
Des tôles découpées dans le métal mis en solution ont été 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'écrouissage local sont les suivantes :
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 de 60° et diamètre de pastille 0 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 l'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.
Les alliages selon l'invention sont principalement utilisés dans les domaines de la carrosserie automobile et du boitage.