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PRODUIT LAMINE EN ALLIAGE ALUMINIUM-LITHIUM POUR APPLICATIONS AERONAUTIQUES
Domaine de l'invention
La présente invention concerne en général les alliages aluminium-lithium et,
en
particulier, de tels produits utiles dans l'industrie aéronautique.
Etat de la technique
Les alliages d'aluminium et de lithium (Al-Li) sont reconnus depuis longtemps
comme une solution efficace pour réduire le poids des éléments structuraux en
raison de leur
faible densité. Cependant, les différentes propriétés requises pour les
matériaux utilisés dans
l'industrie aéronautique, telles qu'une limite élastique élevée, une
résistance à la compression
élevée, une tolérance aux dommages élevée ainsi qu'une résistance à la
corrosion élevée, se
sont avérées difficiles à obtenir simultanément. Les alliages Al-Li sont
particulièrement
sensibles à la bifurcation de fissure qui fait parties des problèmes liés à la
tolérance aux
dommage limitant l'utilisation des alliages Al-Li, (Hurtado, J A; de los Rios,
E R; Morris, A
.J , Crack deflection in Al-Li alloys for aircraft structures", 18th
Symposium of the
International Committee on Aeronautical Fatigue, Melbourne; UNITED KINGDOM; 3-
5
May 1995. pp. 107-136. 1995).
La bifurcation des fissures, la déviation de fissure, la rotation des fissures
ou le
branchement des fissures sont des termes utilisés pour exprimer la propension
pour la
propagation d'une fissure de dévier du plan attendu de fracture
perpendiculaire à la charge
appliquée pendant un test de fatigue ou de ténacité. La bifurcation de fissure
se produit à
l'échelle microscopique (<100 m), à l'échelle mésoscopique (100-1000 m) ou à
l'échelle
macroscopique (> 1 mm), mais elle n'est considérée comme néfaste que si la
direction de la
fissure reste stable après bifurcation (échelle macroscopique). Ce phénomène
est en
particulier préoccupant pour des essais en fatigue dans la direction L-S pour
des alliages
aluminium-lithium. Le terme bifurcation de fissure est utilisé ici pour la
bifurcation
macroscopique de fissures lors de tests en fatigue ou en ténacité dans la
direction L-S, de la
direction S vers la direction L qui se produit pour des produits laminés dont
l'épaisseur est
d'au moins 30 mm. La bifurcation de fissure peut se produire en relation avec
la composition
du produit laminé, de sa microstructure et des conditions d'essai. Les
produits laminés en
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alliage AA7050 peuvent être considérés comme une référence de produit ayant
une faible
tendance à la bifurcation de fissures.
La bifurcation de fissures a été considérée comme un problème majeur par les
fabricants
d'avion parce qu' elle est difficile à prendre en compte pour le
dimensionnement des éléments,
ce qui rend impossible l'utilisation des méthodes de design traditionnelles.
Ainsi, la
bifurcation de fissures rend invalides les procédures de tests de matériaux et
les méthodes de
design traditionnelles, basées sur une propagation en mode I. Le problème de
la bifurcation de
fissures s'est avéré difficile à résoudre. Récemment il a été envisagé qu'en
l'absence de
solution pour éviter la bifurcation de fissures, les efforts devraient être
orientés sur la
prédiction des comportements de bifurcation de fissure. (M. J. Crill, D. J.
Chellman, E. S.
Balmuth, M. Philbrook, K. P. Smith, A. Cho, M. Niedzinski, R. Muzzolini and J.
Feiger,
Evaluation of AA 2050-T87 Al-Li Alloy Crack Tuming Behavior, Materials Science
Forum,
Vol 519-521 (July 2006) pp 1323 - 1328).
Il existe un besoin pour un produit laminé en alliage aluminium lithium pour
des applications
aéronautiques, en particulier pour des pièces intégralement usinées, ayant une
faible tendance
à la bifurcation de fissure.
Objet de l'invention
Un premier objet de l'invention est un procédé de fabrication d'une tôle
essentiellement non
recristallisée d'épaisseur au moins 30 mm ayant une faible propension à la
bifurcation de
fissure, le procédé comprenant :
a) la coulée d'une plaque comprenant 2,2 à 3,9 % en poids de Cu, 0,7 à 2,1 %
en poids
de Li, 0,2 à 0,8 % en poids de Mg, 0,2 à 0,5 % en poids de Mn, 0,04 à 0,18 %
en poids
de Zr, moins de 0,05 % en poids de Zn, et optionnellement 0,1 à 0,5 % en poids
de
Ag, reste aluminium et impuretés inévitables,
b) l'homogénéisation de ladite plaque entre 470 C et 510 C pour une durée de
2 à 30
heures,
c) le laminage à chaud de ladite plaque pour obtenir une tôle d'au moins 30 mm
d'épaisseur, avec une température de sortie d'au moins 410 C,
d) la mise en solution entre 490 C et 540 C pendant 15 mn à 4h, de façon à
ce que le
temps équivalent total pour l'homogénéisation et la mise en solution t(eq)
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t(eq) = $exp(-26100 / T) dt
exp(-26100 / Tref)
ne dépasse pas 30h et de manière préférée 20h, où T (en Kelvin) est la
température
instantanée de traitement, qui évolue avec le temps t (en heures), et Tfef est
une
température de référence fixée à 773 K,
e) la trempe à l'eau froide,
f) la traction contrôlée de la dite tôle avec une déformation permanente de 2
à 5%,
g) le revenu de ladite tôle par chauffage entre 130 C et 160 C pendant 5 à 60
heures.
Un autre objet de l'invention est une tôle essentiellement non recristallisée
d'épaisseur au
moins 30 mm, susceptible d'être obtenue par le procédé selon l'invention
caractérisée en ce
qu'elle présente une faible propension à la bifurcation de fissure.
Encore un autre objet de l'invention est un élément de structure obtenu à
partir d'une tôle
selon l'invention.
Description des figures
Figure 1 : représentation schématique de la localisation de l'échantillon
Sinclair.
Figure 2 : géométrie de l'échantillon Sinclair.
Figure 3 : représentation schématique des conditions d'essai en mode mixte I
et II utilisées sur
l'échantillon Sinclair.
Figure 4: représentation schématique de la méthode de détermination de l'angle
de déviation
sur un échantillon Sinclair fracturé.
Figure 5 : évolution de l'angle de déviation avec le facteur d'intensité de
contrainte équivalent
maximal pour deux traitements d'homogénéisation appliqués au même alliage et
pour une tôle
en alliage AA7050 de référence.
Figure 6 : géométrie de l'échantillon utilisé pour les tests en fatigue dans
le sens L-S.
Figure 7 : photographies d'échantillons après un test en fatigue L-S.
Figure 8 : photographies d'échantillons d'épaisseur 25 ou 30 mm après un test
en fatigue L-S
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Description détaillée de l'invention
Sauf mention contraire, toutes les indications concernant la composition
chimique des alliages
sont exprimées comme un pourcentage en poids basé sur le poids total de
l'alliage.
L'expression 1,4 Cu signifie que la teneur en cuivre exprimée en % en poids
est multipliée
par 1,4. La désignation des alliages se fait en conformité avec les règlements
de The
Aluminium Association, connus de l'homme du métier. Les définitions des états
métallurgiques sont indiquées dans la norme européenne EN 515.
Sauf mention contraire, les caractéristiques mécaniques statiques, en d'autres
termes la
résistance à la rupture Rm, la limite d'élasticité conventionnelle à 0,2%
d'allongement RPO,2 et
l'allongement à la rupture A, sont déterminées par un essai de traction selon
la norme EN
10002-1, le prélèvement et le sens de l'essai étant définis par la norme EN
485-1. Sauf
mention contraire, les définitions de la norme EN 12258-1 s'appliquent.
La vitesse de fissuration (da/dN) est déterminée selon la norme ASTM E 647.
Le facteur d'intensité de contrainte (Kic) est déterminé selon la norme ASTM E
399.
Il existe trois modes de rupture. Le mode I, où mode par ouverture, est
caractérisé en ce que
l'on exerce une contrainte perpendiculaire aux faces de la fissure. Le mode
II, où mode par
sollicitation plane, présente une contrainte de cisaillement perpendiculaire
au front de fissure.
Enfin le mode III, ou mode de sollicitation anti-plan, est un mode dans lequel
la contrainte de
cisaillement est parallèle au front de fissure.
La propension à la bifurcation de fissure est généralement observée pendant un
test en fatigue
ou en ténacité L-S. Un résultat quantitatif est obtenu avec un test de
propagation de fissure
réalisé en mode mixte I et II sur un échantillon S-L. Les échantillons et les
conditions d'essai
pour étudier les propriétés de fatigue bi-axiale ont été décrits par H.A.
Richard ("Spécimens
for investigating biaxial fracture and fatigue properties", Biaxial and
Multiaxial Fatigue, EGF
3 (Edited by M. W. Brown and K. J. Miller), 1989, Mechanical Engineering
Publications,
London pp 217 - 229). Des échantillons S9 décrits par Richard son utilisés
dans le cadre de la
présente invention. Le raisonnement permettant de relier la propension à la
bifurcation de
fissure dans des tests de fatigue ou de ténacité L-S à des angles de déviation
mesurés pour des
tests en mode mixte I et II est décrit par Sinclair et Gregson ("The effects
of mixed mode
loading on intergranular failure in AA7050-T7651", Materials Science Forum,
Vol.242
(1997) pp 175-180). L'objectif est de reproduire la contrainte locale se
produisant à
l'extrémité de la fissure d'un échantillon L-S après bifurcation. La Figure 1
montre
schématiquement une bifurcation de fissure sur un échantillon L-S et la
localisation de
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l'échantillon proposé par Sinclair ( l'échantillon Sinclair ). Un
échantillon L-S (1)
présentant des grains allongés (3) soumis à une contrainte (2) avec une
fissure initiale en
mode 1 (4) subit une bifurcation de fissure vers la direction L (fissure
déviée (5)).
L'échantillon Sinclair (6) est un échantillon S-L et la fissure initiale
correspond à une fissure
5 bifurquée de 90 dans un échantillon L-S. Si la fissure de l'échantillon
Sinclair est stable
quand elle est soumise à une contrainte en mode mixte I et II représentative
de la contrainte
subie par la fissure bifurquée, alors la fissure bifurquée aurait été stable
et l'échantillon
présente une propension élevée à la bifurcation de fissure. La géométrie de
l'échantillon
Sinclair est donnée Figure 2. Six orifices (61) sont utilisés pour fixer
l'échantillon Sinclair au
dispositif de test. L'échantillon est préfissuré mécaniquement, la longueur de
la préfissure est
7 mm.
L'échantillon Sinclair est soumis à une contrainte en mode mixte I et II
conformément à la
Figure 3. Deux porte-échantillons (71) et (72) sont utilisés pour soumettre
l'échantillon à une
contrainte en mode mixte I et II. Les échantillons sont fixés aux porte-
échantillons par les six
orifices (61) de façon à former un assemblage qui est soumis à une contrainte
entre les
orifices (711) et (721). L'angle '1' d'application de la charge entre un plan
perpendiculaire à
la direction initiale de fissure et la direction de la contrainte est 75 . On
peut noter que l'angle
P est l'angle complémentaire de l'angle d'inclinaison de la fissure par
rapport à l'axe de
sollicitation.
Les facteurs d'intensité de contrainte KI et KII sont obtenus selon
P 1t.a
Ki,u - t F,.,
w
où P est la charge (N), a est la longueur de fissure (mm), W est la largeur de
l'échantillon
(mm), t est l'épaisseur de l'échantillon (mm). Pour des tests de fatigue, la
charge maximale
est référencée Pmax et le facteur d'intensité de contrainte correspondant est
référencé Kmax.
Les facteurs de forme FI et FIi, qui correspondent aux mode I et au mode II,
respectivement,
sont pour la géométrie de l'échantillon donnés par
0,26 + 2,65 a
cos'Y ' W - a
FI = a 2
1- W 1+ 0,55 a j - 0,08 a
W-a W-a
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- 0,23 + 1,40 a
sin IF W -a
Fõ = a 2
1- W 1-0,67 a I+2,081 a j2
W -a) W -a
où `P est l'angle entre un plan perpendiculaire à la direction initiale de
fissure et la direction
de la contrainte.
Le facteur d'intensité de contrainte équivalent Keff est obtenu selon
Key _ (1-v2)K; +(1-v2)K 2 +(1+v)K 2,
Pour la géométrie utilisée dans le test KIII = 0. Keff max est le facteur
d'intensité de contrainte
maximal pendant un cycle de fatigue, il correspond à la charge maximale Pmax=
L'angle de déviation O entre la direction initiale de fissure et la direction
de la fissure déviée
permet une évaluation quantitative de la propension à la bifurcation de
fissure. Il est mesuré
tel que décrit dans la Figure 4. La Figure 4 est une représentation d'un
échantillon Sinclair
cassé (61). Le profil (65) de l'échantillon cassé est mesuré à l'aide d'un
profilomètre avec des
pas de 0,5 mm. Les données obtenues sont lissées par une moyenne glissante sur
trois points.
L'angle de déviation est mesuré pour chaque ensemble de trois points. L'angle
de déviation
maximal entre l'extrémité de la fissure mécanique (69) et une distance de 32
mm du bord de
l'échantillon est la valeur de O.
Un graphe de O en fonction de Keff max procure une mesure quantitative qui
peut être reliée à
la propension à la bifurcation de fissure pour un échantillon L-S. Pour une
valeur donnée de
Keff max des valeurs plus élevées de O indiquent une plus faible propension à
la bifurcation de
fissure. Cependant, pour des raisons expliquées dans l'article de Sinclair et
Gregson déjà
mentionné, pour des valeurs de Keff max inférieure à environ 5 MPa Ira ou
supérieures à
environ 15 MPa Jm, la valeur de O n'est pas discriminante entre les
échantillons. Pour cette
raison, la valeur de O est particulièrement significative pour Keff,,,ax = 10
MPa gym.
Selon l'invention, un produit laminé essentiellement non recristallisé
d'épaisseur au moins 30
mm a une faible propension à la bifurcation de fissure si l'angle de déviation
de fissure O est
d'au moins 20 et de préférence d'au moins 30 sous un facteur d'intensité de
contrainte
équivalent maximal Keff max de 10 MPa 'm pour un échantillon d'essai fissuré S-
L soumis à
une contrainte en mode mixte I et II, (`P = 75 ). L'article de Sinclair et
Gregson montre
clairement que pour un échantillon en alliage AA7050, connu pour présenter une
faible
propension à la bifurcation de fissure, la condition sur l'angle O est
atteinte.
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On appelle ici élément de structure ou élément structural d'une
construction
mécanique une pièce mécanique pour laquelle les propriétés mécaniques
statiques et/ou
dynamiques sont particulièrement importantes pour la performance de la
structure, et pour
laquelle un calcul de structure est habituellement prescrit ou réalisé. Il
s'agit typiquement
d'éléments. dont la défaillance est susceptible de mettre en danger la
sécurité de ladite
construction, de ses utilisateurs, des ses usagers ou d'autrui. Pour un avion,
ces éléments de
structure comprennent notamment les éléments qui composent le fuselage (tels
que la peau de
fuselage (fuselage skin en anglais), les raidisseurs ou lisses de fuselage
(stringers), les
cloisons étanches (bulkheads), les cadres de fuselage (circumferential
frames), les ailes (tels
que la peau de voilure (wing skin), les raidisseurs (stringers ou stiffeners),
les nervures (ribs)
et longerons (spars)) et l'empennage composé notamment de stabilisateurs
horizontaux et
verticaux (horizontal or vertical stabilisera), ainsi que les profilés de
plancher (floor beams),
les rails de sièges (seat tracks) et les portes.
Un produit laminé essentiellement non recristallisé d'épaisseur au moins 30 mm
selon
l'invention a une faible propension à la bifurcation de fissure grâce à la
combinaison d'une
composition sélectionnée soigneusement et d'étapes spécifiques du procédé de
fabrication.
Le produit laminé en alliage aluminium-lithium selon l'invention comprend 2,2
à 3,9 % en
poids de Cu, 0,7 à 2,1 % en poids de Li, 0,2 à 0,8 % en poids de Mg, 0,2 à 0,5
% en poids de
Mn, 0,04 à 0,18 % en poids de Zr, moins de 0,05 % en poids de Zn, et
optionnellement 0,1 à
0,5 % en poids de Ag, reste aluminium et impuretés inévitables. De manière
préférée, la
teneur en fer et en silicium est au plus de 0,15 % en poids chacun ou
préférentiellement 0,10
% en poids et la teneur des autres impuretés inévitables est au plus de 0,05 %
en poids
chacune et 0,15 % en poids au total. De manière préférée, un agent affinant
contenant du
titane, est ajouté lors de la coulée. La teneur en titane est de préférence
comprise entre 0,01 et
0,15 % en poids et de manière préférée entre 0,01 et 0,04 % en poids. La
teneur en cuivre est
de manière préférée au moins 2,7 % en poids ou même d'au moins 3,2 % en poids
de façon à
atteindre une résistance mécanique suffisante. La teneur en lithium est de
manière préférée
d'au moins 0,8 % en poids et de manière encore plus préférée d'au moins 0,9 %
en poids, de
façon à obtenir une faible densité. Dans certains modes de réalisation de
l'invention, la teneur
maximale en lithium est limitée à 1,8 % en poids ou même à 1,4 % en poids et
de manière
préférée à 1,25 % en poids. L'invention est particulièrement avantageuse pour
les alliages qui
contiennent simultanément une teneur élevée en lithium et une teneur élevée en
cuivre, parce
que ces alliages présentent un compromis très favorable de propriétés
mécaniques mais sont
particulièrement sensibles à la bifurcation de fissures. Dans un mode de
réalisation
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avantageux, la teneur en Li et en Cu, exprimés en % en poids, sont conformes à
Li + Cu > 4
et de manière préférée Li + Cu > 4,3. Cependant, si l'alliage contient
simultanément une
teneur très élevée en Li et en Cu, des phénomènes de brulure peuvent se
produire lors de
l'homogénéisation. Dans une réalisation préférée de l'invention, les teneurs
en Li et en Cu,
exprimées en % en poids sont conformes à Li + 0,7 Cu < 4,3 et de préférence Li
+ 0,5 Cu <
3,3.
Le manganèse est un composé essentiel du produit laminé selon l'invention et
sa' teneur est
sélectionnée avec précaution, de manière préférée entre 0,3 et 0,5 % en poids.
Une répartition
contrôlée avec précaution de dispersoïdes au manganèse obtenue grâce à la
combinaison de la
teneur sélectionnée et des conditions thermo-mécaniques de transformation
contribue à éviter
la localisation des contraintes et les contraintes aux joints de grain. Bien
qu'ils ne soient liés à
aucune théorie spécifique, les inventeurs croient que la répartition des
dispersoïdes contenant
du manganèse obtenue selon l'invention contribue à la faible propension à la
bifurcation de
fissure.
Les performances en termes de résistance mécanique et de ténacité observées
par les
inventeurs sont en général difficiles à atteindre pour les alliages ne
contenant pas d'argent, en
particulier quand la déformation permanente après traction contrôlée est moins
de 3%. Les
présents inventeurs pensent que l'argent joue un rôle pendant la formation des
phases
durcissantes contenant du cuivre formées pendant un vieillissement naturel ou
artificiel, et, en
particulier, permet la formation de phases plus fines et permet aussi une
répartition plus
homogène de ces phases. L'effet avantageux de l'argent est observé quand la
teneur en argent
est au moins de 0,1 % en poids et de manière préférée au moins 0,2 % en poids.
Un ajout
excessif d'argent aurait probablement un coût prohibitif dans de nombreux cas
en raison du
prix élevé de l'argent, et il est avantageux de ne pas dépasser une teneur de
0,5 % en poids et
de manière préférée 0,3 % en poids.
L'ajout de magnésium améliore la résistance mécanique et diminue la densité.
Un ajout trop
élevé de Mg peut cependant être néfaste pour la ténacité. Dans une réalisation
avantageuse de
l'invention, la teneur en Mg est au plus de 0,4 % en poids. Les présents
inventeurs pensent
que l'ajout de Mg peut aussi jouer un rôle lors de la formation des phases
contenant du
cuivre.
Un alliage contenant des quantités contrôlées d'éléments d'alliages est coulé
sous forme de
plaque.
La plaque est homogénéisée à une température comprise entre 470 C et 510 C
pendant 2 à
30 heures. Une température d'homogénéisation d'au moins 470 C et de manière
préférée
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d'au moins 490 C permet simultanément de former les dispersoïdes et de
préparer une mise
en solution efficace. Les présents inventeurs ont constaté qu'une température
d'homogénéisation supérieure à environ 510 C provoque une propension plus
élevée à la
bifurcation de fissure. Les présents inventeurs pensent que les températures
d'homogénéisation élevées affectent la taille et la répartition des
dispersoïdes contenant du
manganèse.
Une étape de laminage à chaud est réalisée après réchauffage si nécessaire
pour obtenir des
tôles dont l'épaisseur est d'au moins 30 mm. Une température de sortie de
laminage à chaud
d'au moins 410 C, préférentiellement d'au moins 430 C, et de manière
préférée d'au moins
450 C, est nécessaire pour obtenir un produit essentiellement non
recristallisé après mise en
solution. On entend par produit essentiellement non recristallisé un produit
dont le taux de
recristallisation est de moins de 10 % à quart et à mi épaisseur (T/4 et T/2).
Les tôles sont
mises en solution par chauffage entre 490 et 540 C pendant 15 minutes à 4
heures et
trempées avec de l'eau froide. Les paramètres de mise en solution dépendant de
l'épaisseur du
produit. Il est important d'éviter la coalescence des dispersoïdes pendant la
mise en solution,
car cela pourrait compromettre l'effet obtenu par le traitement
d'homogénéisation
soigneusement contrôlé. Ainsi, le temps équivalent total pour
l'homogénéisation et la mise en
solution t(eq) ne dépasse pas 30h et de manière préférée 20h.
Le temps équivalent t(eq) à 500 C est défini par la formule :
jexp(-26100 / T) dt
2 0 t(eq) = exp(-26100 / Tref)
dans laquelle T est la température instantanée exprimée en Kelvin qui évolue
avec le temps t
(en heures) et Tref est une température de référence de 500 C (773 K). t(eq)
est exprimé en
heures. La constante Q/R = 26100 K est dérivée de l'énergie d'activation pour
la diffusion du
Mn, Q = 217000 J/mol. La formule donnant t(eq) tient compte des phases de
chauffage et de
refroidissement.
Une trempe à l'eau froide est réalisée après mise en solution. Dans une
réalisation
avantageuse de l'invention, une trempe rapide est réalisée. Par trempe rapide,
on entend que la
vitesse de refroidissement est la plus élevée possible compte tenu de
l'épaisseur de la tôle.
Dans une réalisation avantageuse de l'invention, une trempe par immersion
verticale est
réalisée de préférence à une trempe par aspersion horizontale. Les présents
inventeurs ont
observé que des produits ayant subi une trempe rapide ont une plus faible
propension à la
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bifurcation de fissure. Les présents inventeurs pensent que cet effet pourrait
être relié à une
précipitation plus faible aux joints de grains.
Le produit subit ensuite une traction contrôlée avec une déformation
permanente comprise
entre 2% et 5% et de préférence entre 3% et 4%. Le revenu est réalisé à une
température
5 comprise entre 130 C et 160 C pendant une durée de 5 à 60 heures, ce qui
résulte en un état
T8. Dans certains cas, et en particulier pour certaines compositions
préférées, le revenu est
réalisé de manière préférée entre 140 et 160 C pendant 12 à 50 heures. Les
températures de
revenu plus basses favorisent en général une ténacité plus élevée.
10 Les produits selon l'invention ont une faible propension à la bifurcation
de fissure ce qui
signifie que quand un échantillon fissuré S-L d'épaisseur au moins 30 mm et de
préférence
au moins 60 mm, est testé sous un mode mixte I et II (`I' = 75 et Keff max =
10 MPa ~m )
l'angle de déviation de fissure O est d'au moins 20 et de préférence au moins
30 .
La propension à la bifurcation de fissure est aussi observée pour des essais
de fatigue dans la
direction L-S. Une faible propension à la bifurcation de fissure signifie
également que pour
les produits selon l'invention on observe une bifurcation de fissure sur moins
de 20% et de
préférence moins de 10 % des échantillons d'un lot d'au moins 4 échantillons L-
S à trou selon
la figure 6, testés en fatigue selon la norme ASTM E 647 (R = 0,1, Gma, = 220
MPa).
D'autres propriétés avantageuses des produits selon l'invention dont
l'épaisseur est comprise
entre 30 et 100 mm incluent au moins une des caractéristiques al et a2 et au
moins une des
caractéristiques bl, b2 et b3 à l'état T8, où les caractéristiques al, a2, bl,
b2 et b3 sont
définies par :
al : la limite élastique Rp0,2 à T/4 et T/2 est au moins de 455 MPa,
préférentiellement au
moins 460 MPa ou même au moins 465 MPa dans le sens L.
a2 : la résistance à rupture R. à T/4 et T/2 est au moins 490 MPa,
préférentiellement au moins
495 MPa ou même au moins 500 MPa dans le sens L.
bl : la ténacité K1C: dans le sens L-T à T/4 et T/2 est au moins 31 MPaim,
préférentiellement au moins 32 MPa'm ou même au moins 33 MPa'm.
b2 : la ténacité KIC: dans le sens T-L à T/4 et T/2 est au moins 28 MPaJm et
préférentiellement au moins 29 MPa'Im ou même au moins 30 MPa'm.
b3 : la ténacité K1C: dans le sens S-L à T/4 et T/2 est au moins 25 MPa'm et
préférentiellement au moins 26 MPa'Im ou même au moins 27 MPa'm.
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D'autres propriétés avantageuses des produits selon l'invention dont
l'épaisseur est supérieure
100 mm incluent au moins une des caractéristiques a4 et a5 et au moins une des
caractéristiques b4, b5 et b6 à l'état T8, où les caractéristiques a4, a5, b4,
b5 et b6 sont
définies par :
a4 : la limite élastique Rpo,2 à T/4 et T/2 est au moins de 440 MPa,
préférentiellement au
moins 445 MPa ou même au moins 450 MPa dans le sens L.
a5 : la résistance à rupture R,, à T/4 et T/2 est au moins 475 MPa,
préférentiellement au moins
480 MPa ou même au moins 485 MPa dans le sens L.
b4 : la ténacité K1C: dans le sens L-T à T/4 et T/2 est au moins 26 MPa~m,
préférentiellement au moins 27 MPa'm ou même au moins 28 MPaVm.
b5 : la ténacité K1C: dans le sens T-L à T/4 et T/2 est au moins 25 MPa"m et
préférentiellement au moins 26 MPa'm ou même 27 MPaVm.
b6 : la ténacité K1C: dans le sens S-L à T/4 et T/2 est au moins 24 MPa'm et
préférentiellement au moins 25 MPa'm ou même au moins 26 MPa'm.
Les produits selon l'invention présentent une résistance à la corrosion
élevée. Les produits
selon l'invention testés dans les conditions MASTMAASIS (Modified ASTM Acetic
Acid
Salt Intermittent Spray) selon la norme ASTM G85 atteignent le niveau EA et de
manière
préférée le niveau P (piqûration seule). La résistance à la corrosion sous
contrainte selon la
norme ASTM G47 des produits selon l'invention atteint une tenue de 30 jours
pour des
échantillons ST soumis à une contrainte de 300 MPa et de manière préférée à
une contrainte
de 350 MPa.
Les produits selon l'invention peuvent de manière avantageuse être utilisés
dans des éléments
de structure. Un élément de structure réalisé à l'aide d'un produit laminé
selon la présente
invention peut inclure, typiquement, un longeron, une nervure ou un cadre pour
la
construction aéronautique de manière préférée. L' invention est
particulièrement avantageuse
pour des pièces de forme complexe obtenues par usinage intégral, utilisées en
particulier pour
la fabrication d'ailes d'avion ainsi que pour n'importe quel autre usage pour
lequel les
propriétés des produits selon l'invention sont avantageuses.
EXEMPLES
Exemple 1
Deux plaques en alliage AA2050, référencées A et B, ont été coulées. Leur
composition est
donnée dans le Tableau 1. A des fins de comparaison, une plaque en alliage
AA7050 à l'état
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WO 2009/103899 PCT/FR2008/001787
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T7451 a également été testée pour la bifurcation de fissure. Sa composition
est également
donnée dans le Tableau 1.
Tableau 1. Composition (% en poids) des différentes plaques.
Si Fe Cu Mn Mg Ti Zr Li Ag Zn
A 0.03 0.04 3.46 0.39 0.4 0.02 0.10 0.88 0.39 0.02
B 0.04 0.05 3.60 0.39 0.4 0.02 0.09 0.91 0.37 0.02
7050 0.04 0.09 2.11 0.01 2.22 0.02 0.11 - - 6.18
La plaque A a été homogénéisée selon l'invention pendant 12 heures à 500 C
(vitesse de
montée : 15 C/h, temps équivalent à 500 'C: 16,7h). La plaque B (référence) a
été
homogénéisée pendant 8 heures à 500 C puis pendant 36 heures à 530 (vitesse
de montée :
C/h, temps équivalent à 500 C : 140h). La plaque A a été laminée à chaud
jusqu'à une
10 tôle d'épaisseur 60 mm et la température de sortie de laminage à chaud
était 466 C. La tôle
ainsi obtenue a été mise en solution pendant 2h à 504 C (vitesse de montée :
50 C/h, temps
équivalent à 500 C : 2,9h) et trempée avec de l'eau froide. La plaque B a été
laminée à
chaud jusqu'à une tôle d'épaisseur 65 mm et la température de sortie de
laminage à chaud
était 494 C. La tôle ainsi obtenue a été mise en solution pendant 2h à 526 C
(vitesse de
15 montée : 50 C/h, temps équivalent à 500 C : 6h) et trempée avec de l'eau
froide. Les deux
tôles ont été tractionnées de façon contrôlée, avec un allongement permanent
de 3,5% et ont
subi un revenu de 18 heures à 155 C. Les tôles provenant des plaques A et B
sont référencées
tôle A-60 et tôle B-60, respectivement. Le temps équivalent total à 773 K pour
l'homogénéisation et la mise en solution t(eq) était donc de 19,6 h et de 146
h, pour les tôles
A-60 et B-60, respectivement.
Les échantillons ont été testés mécaniquement pour déterminer leurs propriétés
mécaniques
statiques et leur ténacité. La résistance à la rupture Rm, la limite
d'élasticité conventionnelle à
0,2% d'allongement RpO,2 et l'allongement à la rupture A sont données dans le
Tableau 2 et la
ténacité Kic est donnée dans le tableau 3.
Tableau 2 . Propriétés mécaniques statique.
Echantillon T/4 T/2
L LT L LT
Rm Rp0,2 A (%) Rm RpO,2 A (%) Rm Rp0,2 A (%) Rm RpO,2 A (%)
MPa MPa MPa MPa MPa MPa MPa MPa
Tôle A-60 511 484 13 511 464 10 518 477 10 481 441 13
Tôle B-60 531 500 11,2 521 474 8,8 531 489 8,1 490 449 10,9
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Tableau 3 . Ténacité
KIc MPaIm)
Echantillon T/4 T/2
L-T T-L L-T T-L S-L
Tôle A-60 44,6 36,7 51,0 39,8 33,2
Tôle B-60 42,5 36,7 40,4 40,8 33,4
Des échantillons Sinclair tels que décrits sur les Figures 1 et 2 et ayant
pour
caractéristiques largeur W = 40 mm et épaisseur 5 mm, ont été prélevés dans
les tôles A-60 et
B-60 à T/2 et testés en fatigue (R = 0,1). La géométrie de test décrite à la
Figure 3 a été
utilisée. Les essais en fatigue ont été réalisés pour plusieurs valeurs de Kef
f max et l'angle de
déviation O a été mesuré sur les échantillons cassés selon la méthode décrite
sur la Figure 4.
Les résultats obtenus sont présentés sur la Figure 5 et dans le Tableau 4.
Tableau 4. Angle de déviation O mesuré après un essai en fatigue S-L sous une
contrainte en
mode mixte I et II
Tôle A-60 Tôle B-60 7050
Nombre Nombre Nombre
Keff max de de Charge de
(MPa 'm) Charge (N) cycles O ( ) Charge (N) cycles O ( ) (N) cycles O ( )
5 2221 800700 57 2216 900 000 49
7,5 3364 336500 50* 3351 297600 51 3317 240 000 42
10 4457 102300 34 4468 44500 4 4423 71500 31
6715 3400 4 6662 2300 11 6648 1700 4
* la rupture s'est produite dans les mors
La tôle A-60 présente un angle de déviation O supérieur à 20 pour une valeur
Keff max de 10
15 MPa gym, ce qui démontre une faible propension à la bifurcation de fissure.
Ce résultat a été
confirmé par des essais de fatigue sur des éprouvettes L-S. Quatre
échantillons L-S selon la
Figure 6 ont été prélevés dans la tôle A-60 et dans la tôle B-60 et soumis à
un essai en fatigue
(Gmax = 220 MPa, R = 0,1) en mode I. Les figures 7a et 7b montrent,
respectivement, les
quatre échantillons issus des tôles A-60 et B-60 après l'essai en fatigue. Les
résultats sont
cohérents avec ceux obtenus dans les essais sur des échantillons S-L sous une
contrainte en
mode mixte 1 et II: tous les échantillons issus de la tôle B-60 présentent une
sévère
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bifurcation de fissure tandis que les échantillons issus de la tôle A-60 ne
présentent que de la
propagation de fissure en mode I.
Exemple 2.
Deux plaques en alliage AA2050 référencées A' et C et deux plaques de
référence en alliage
AA2195, référencées D et E, ont été coulées. Leur composition est donnée dans
le Tableau 5.
Tableau 5. Composition (% en poids) des différentes plaques.
Si Fe Cu Mn Mg Ti Zr Li A Zn
A' 0,03 0,04 3,46 0,39 0,4 0,02 0,10 0,88 0,39 0,02
C 0,02 0,05 3,56 0,41 0,35 0,03 0,09 0,93 0,37 0,02
D 0,03 0,04 4,2 - 0,4 0,02 0,11 1,06 0,35 0,02
E 0,03 0,06 4,3 0,3 0,4 0,02 0,12 1,17 0,35 0,01
La plaque A' a été homogénéisée selon l'invention pendant 12 heures à 500 C
(vitesse de
montée : 15 C/h, temps équivalent à 500 C : 16,7h). La plaque C (référence) a
été
homogénéisée pendant 8 heures à 500 C puis pendant 36 heures à 530 (vitesse
de montée :
15 C/h, temps équivalent à 500 C : 140h). La plaque A' a été laminée à chaud
jusqu'à une
tôle d'épaisseur 30 mm et la température de sortie de laminage à chaud était
466 C. La tôle
ainsi obtenue a été mise en solution pendant 2h à 505 C (vitesse de montée :
50 C/h, temps
équivalent à 500 C : 3,0h) et trempée avec de l'eau froide. La plaque C a été
laminée à
chaud jusqu'à une tôle d'épaisseur 30 mm et la température de sortie de
laminage à chaud
était 474 C. La tôle ainsi obtenue a été mise en solution pendant 5h à 525 C
(vitesse de
montée : 50 C/h, temps équivalent à 500 C : 15,7h) et trempée avec de l'eau
froide. Les deux
tôles ont été tractionnées de façon contrôlée, avec un allongement permanent
de 3,5% et ont
subi un revenu de 18 heures à 155 C. Les tôles provenant des plaques A' et C
sont
référencées tôle A'-30 et tôle C-30, respectivement.
Les plaques D et E ont été homogénéisées 15 heures à 492 C (vitesse de montée
: 15 C/h,
temps équivalent à 500 'C: 11,5h). La plaque D a été laminée à chaud jusqu'à
une tôle
d'épaisseur 25 mm et la température de sortie de laminage à chaud était 430
C. La tôle ainsi
obtenue a été mise en solution pendant 5h à 510 C (vitesse de montée : 50
C/h, temps
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WO 2009/103899 PCT/FR2008/001787
équivalent à 500 C : 8,4h) et trempée avec de l'eau froide. La plaque E a été
laminée à
chaud jusqu'à une tôle d'épaisseur 30 mm et la température de sortie de
laminage à chaud
était 411 C. La tôle ainsi obtenue a été mise en solution pendant 4,5h à 510
C (vitesse de
montée : 50 C/h, temps équivalent à 500 C : 7,6h) et trempée avec de l'eau
froide. Les deux
5 tôles ont été tractionnées de façon contrôlée, avec un allongement permanent
de 4,3%Io et ont
subi un revenu de 24 heures à 150 C. Les tôles provenant des plaques D et E
sont référencées
tôle D-25 et tôle E-30, respectivement. Le temps équivalent total à 773 K pour
l'homogénéisation et la mise en solution t(eq) était donc de 19,7h, 155,7h,
19,9h et 19,lh
pour les tôles A'-30, C-30, D-25 et E-30, respectivement.
10 Des essais de fatigue sur des éprouvettes L-S ont été réalisés sur des
échantillons provenant
des tôles A'-30, C-30, D-25 et E-30. Quatre échantillons L-S selon la Figure 6
ont été
prélevés dans chacune des tôles et soumis à un essai en fatigue (Gmax = 220
MPa, R = 0,1) en
mode I. Les figures 8a, 8b, 8c et 8d montrent, respectivement, les quatre
échantillons issus des
tôles A'-30, C-30, D-25 et E-30 après l'essai en fatigue. Seuls les
échantillons issus de la tôle
15 A'-30 ne présentent pas de bifurcation de fissure tandis que les
échantillons issus de la tôle C-
30, D-25 et E-30 présentent dans au moins un cas une sévère bifurcation de
fissure. Le
procédé selon l'invention qui associe une composition particulière et des
conditions
d'homogénéisation et de mise en solution définies permet d'obtenir une tôle
exempte de
bifurcation de fissure A'-30, tandis que les plaques C-30 (température
d'homogénéisation
élevée) et les plaques D-25 et E-30 (teneur en cuivre élevée) ne le permettent
pas.
