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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.~
... . . . . . _ . ... .
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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%
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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
~;.."
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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.
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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.
6 - 1340260
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 %
0 225 285 L5
250 290 10
265 295 8
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.
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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.
