Brevet FR2472618A1 — publié le 19810703

- 1 - La présente invention est relative à un alliage d'aluminium et à un procéde de production de cet alliage. Plus particulièrement, la pré- sente invention est relative à un alliage d'aluminium présentant des pro- priétés mecaniques et une"travaillabilitë'amélioree, ainsi qu'à un pro- cédé de production de cet alliage. Selon les standards AA (Aluminium Association), les alliages d'aluminium des séries 2000, 5000, et 4000, qui sont utilisés commer- cialisement pour des produits travaillés, sont comme suit: le composant principal d'alliage de la série AA 2000 est le cuivre, le composant d'al- liage principal de lasérie AA 5000estle magnésium, et le composant principal d'alliage de la série AA 4000 est le silicium. Tel que cela est bien connu, à cause de la haute tenacité spécifique, c'est-a-dire la haute résistance par unité de poids, la haute résistance aux chocs et la haute résistance à la fatigue, les alliages à base d'aluminium pour des produits travaillés, selon les standards men- tionnés ci-dessus sont largement utilisés dans la production de pièces pour automobiles, pour avions, et pour d'autres machines et appareils variés. Les alliages des séries mentionnées ci-dessus, pour des produits travaillés, peuvent être généralement transformés en produits forges en utilisant soit un procéde de forgeage avec une matrice ouverte, ou un procéde de forçage avec une matrice. Dans le cas o un procéde de forgeage avec une matrice ouverte est mis en oeuvre pour produire des pièces forges de grandes dimensions, il est usuel d'utiliser des billettes pré- sentant un diamètre de 150 à 300 mm, qui sont produites selon un procéde de coulée continue ou un procéde de coulee semi-continue. Des billettes de grand diamètre, qui sont conventionnellement utilisées en tant que matériau de départ pour produire des pièces forgées de grandes dimensions, présentent une structure de coulee significativement non uniforme dans des sections transversales de celles-ci. Particulièrement, la- structure de coulée de la partie périphérique est substantiellement différente de celle de la partie centrale des billettes. Pour cette raison, les proprié- tés mécaniques des billettes sont variables dans les différentes zones de leur section transversale. De plus, il se peut que de telles billettes présentent des défauts tels que des piqûres, des défauts de ségrégation', des micro-retraits ou des micro-fêlures. Ainsi, dans le but de produire des pièces forgées présentant des propriétés mécaniques satisfaisantes, il n'est pas seulement nécessaire de choisir des billettes non defectueu- ses, après avoir été inspectées transversalement, mais il est également -. -1 '-...-.,!.w_,; --'"*'q -' -- - - -I -2 - nécessaire de soumettre les billettes à des opérations répétées de for- çage pour éliminer complètement les défauts mentionnés ci-dessus et la structure de coulée non uniforme pendant le processus de forgeage. Ainsi, la production de pièces forgées de grandes dimensions à partir de bil- lettes conventionnelles exige beaucoup de temps et beaucoup de travail. D'un autre côté, dans le cas o un procédé de forgeage avec matrice est mis en oeuvre pour produire des pièces forgées de petite dimension, il est usuel d'utiliser un matériau de départ présentant un petit diamètre de 5 à 70 mm. Le matériau de départ de petit diamètre est généralement obtenu par production de billettes présentant un diamè- tre de 150 à 300 mm par une méthode de coulée continue, par la soumission des billettes à un traitement thermique d'homogénéisation à une tempé- rature de 450 à 600 OC, pendant 2 à 20 heures, et par une extrusion à chaud des billettes traitées thermiquement, à une température de 350 à 500 OC. De-cette manière, le procédé conventionnel de production d'un matériau de départ de petit diamètre exige une phase d'extrusion, ce qui résulte en une augmentation du coût de production. De plus, les procédés conventionnels pour produire des alliages d'aluminium pour des produits travaillés présentent les désavantages sui- vants. (1) Les alliages de la série AA 2000 et les alliages de la série AA 5000 à base de AI-Mg présentent généralement une grande résis- tance à la déformation et une faible déformabilité à l'extrusion. Ces caractéristiques font qu'il est difficile d'établir les conditions adé- quates d'extrusion, telles que la vitesse d'extrusion. Si les conditions d'extrusion sont inadéquates, les articles extrudés présentent des grains de recristallisation grossiers dans une zone proche de leur surface périphérique. Des micro-fissures peuvent être générées et se propager depuis la périphérie des grains de recristallisation. De plus, la ruptu- re des articles extrudés peut éventuellement se produire à cause des grains de recristallisation et des fissures inter-granulaires. (2) Les alliages des séries AA 2000 et 5000 présentent une grande résistance à la déformation pour l'extrusion, tel que cela a été décrit ci-dessus. Lorsque ces alliages sont soumis à l'extrusion, une augmentation de température par travail plastique se produit à cause de la friction entre la filière et la pièce. Ainsi, la température de travail est plus haute dans la phase finale d'une passe d'extrusion, ce qui résulte en un changement dans les propriétés des articles extru- 2 472618 - 3 - dés le long d'une direction longitudinale de ceux-ci. Il en résulte que les produits forgés obtenus à partir de ces articles extrudés pré- sentent des propriétés non uniformes. (3) Si un alliage est soumis à une extrusion, le degré de dé- formation dans la zone proche de la surface périphérie est différent de celui dans la zone centrale du produit extrudé. Il en résulte que l'article extrudé présente des différences dans la structure de travail entre ces deux parties. Particulièrement, dans le cas des alliages des séries standards AA 2000 et 5000, les articles extrudés présentent une structure de travail éminemment fine dans la partie proche de leur sur- face périphérique, à cause de son haut degré de déformation, alors que leur partie centrale présente une structure de travail grossière à cause de son faible degré de déformation. Si les articles extrudés présentant une structure non uniforme sont forgés, la structure fibreuse des pro- duits forgés résultant est cassée en fragmentset présente des résis- tances faibles à la fatigue et aux chocs. (4) Si des billettes réalisées dans les alliages des séries AA 2000 et 5000 sont soumises à une extrusion k, les grains de cristaux et les précipités, tels que des composés intermétalliques, dans les billettes sont forcés à s'allonger dans la direction de l'extrusion. Il en résulte que les articles extrudés présentent une texture cristalline ayant des propriétés particulièrement directionnelles, et ne sont ni isotropiques ni homogènes. Pour ces raisons, les articles extrudés doi- vent être forgés en tenant compte de la direction d'extrusion des bil- lettes. Toutefois, si un produit ayant une forme particulière doit être produit, il est souvent difficile d'appliquer le forgeage à toutes les parties de l'article extrudé, de manière à donner à ces parties les propriétés directionnelles optimales. Dans un tel cas, les produits forgés résultant peuvent souffrir des fissures et d'une détérioration locale des propriétés mécaniques, incluant la résistance à la fatigue. Tel que cela est décrit ci-dessus, le matériau de petit diamètre pour des produits forgés, obtenu par extrusion présente des inconvénients inévitables à cause de l'extrusion, et particulièrement l'inconvénient que les propriétés de ce matériau sont anisotropiques et non homogènes. Pour ces raisons, les produits forgés obtenus à partir d'un tel matériau ne présentent pas toujours des propriétés mécaniques satisfaisantes, en particulier une grande résistance à la fatigue et aux chocs. Le ma- tériau forgé de petit diamètre peut aussi être produit en utilisant une 2 47 2 61 8 - 4- barre de coulée continue ou semi-continue. Toutefois, dans ce cas, il se pose les mêmes problèmes que ceux décrits pour des billettes de grand diamètre, tels qu'une structure non uniforme ou des défauts de structure. Mis à part ces problèmes, il est difficile dans-les circons- tances actuelles de produire une barre de petit diamètre présentant un diamètre de 100 mm ou moins par une méthode de coulée continue à une échelle industrielle. Les alliages Al-Cu AA 2014 et AA 2017, et les alliages Al-Zn-Mg M 7075, qui ont été commercialement utilisés en tant qu'allia- ges à base d'aluminium à grande résistance, pour des produits forgés, sont supérieurs aux alliages de la série AA 4000 sur le plan de la résis- tance mécanique, alors que les premiers alliages sont inférieurs aux seconds sur le plan de la résistance à la chaleur et à l'usure. Les alliages de la série 4000 présentent une excellente résistance à la cha- leur et à -l'usure, du fait de la présence de silicium qu'ils contiennent. L'alliage Al-Si-Cu-Mg-Ni M 4032 pour des produits forgés pré- sente une résistance à la chaleur et à l'usure particulièrement bonne Cet alliage, cependant, présente un inconvénient, c'est-à-dire que sa forgabilité est remarquablement inférieure car le nickel est contenu dans cet alliage dans une proportion de 0,5 à 1,3 % en poids. Aussi, dans le cas des alliages de la série AA 4000, les produits forgés sont obtenus par une extrusion suivie d'un forgeage comme c'est le cas des alliages des séries AA 2000 et 5000. De ce fait, les produits forgés sont obtenus en coulant de manière continue des alliages d'aluminium en fusion en billettes de grand diamètre, présentant un diamètre de pouces ou plus, en soumettant les billettes à un traitement thermique à haute température, c'est-à-dire un traitement thermique d'homogénéisa- tion, à une température de 450 à 500 OC pendant 2 à 24 heures, et en extrudant les billettes traitées thermiquement de manière à obtenir des produits forgés présentant le diamètre désiré. Dans l'opération de for- gage avec matrice réalisée le plus couramment, une barre extrudée ronde ayant un diamètre de 100 mm ou moins est utilisé. Toutefois, cette extrusion est très coûteuse. De plus, la barre ronde extrudée n'est pas appropriée en tant que produit forgé, car elle présente les inconvénients suivants: (a) la structure d'alliage est non uniforme dans des sections perpendiculaires à la direction de l'extrusion, c'est-à-dire que les grains de cristaux le long de la surface périphérique des articles ex- - 5 - trudés sont susceptibles de devenir grossiers du fait de la chaleur gé- nérée par la friction entre la surface de l'article extrudé et la sur- face interne de la filière; (b) la structure de l'alliage est non uniforme dans des sec- tions parallèles à la direction de l'extrusion, (c'est-à-dire que les grains de cristaux à la fin de l'extrusion sont susceptibles d'être ren- dus plus grossiers du fait de la chaleur générée pendant l'opération d'extrusion, comparés aux grains de cristaux rendus grossiers dans la phase initiale de l'extrusion), et; (c) les articles extrudés présentent des propriétés direction- nelles dans la direction de l'extrusion, c'est-à-dire que les articles extrudés ont subi un haut degré de travail dans la direction de l'extru- sion et acquièrent des propriétés directionnelles du fait de l'écoulement de la structure. Etant données ces circonstances, les inventeurs ont réalisé des études approfondies pour développer une barre de coulée continue en alliage à base d'aluminium pour des produits travaillés, particuliè- rement pour des alliages des séries AA 2000, 5000 et 4000, de manière à ce que cette barre soit homogène dans sa structure, exempte de défauts, présente des propriétés mécaniques excellentes, et puisse être soumise brut de coulée ou après traitement thermique, à une opération de tra- vail tel qu'un forgeage. Cette opération pour obtenir des produits tra- vaillés doit être une simple opération, c'est-à-dire que la barre n'est soumise à aucun travail plastique préliminaire présentant un effet contraire sur les propriétés de la barre coulée, telle que l'extrusion à chaud mentionnée ci-dessus. Il en résulte que les inventeurs ont trouvé qu'une combinaison adéquate entre la composition de l'alliage à base d'aluminium à couler, et la structure de coulée de l'alliage à base d'aluminium produit une barre coulée d'alliage d'aluminium capa- ble de satisfaire aux caractéristiques mentionnées ci-dessus, et que si un alliage à base d'aluminium en fusion présentant une composition particulière est coulé dans des conditions particulières, il est possi- ble de produire une barre coulée d'alliage d'aluminium présentant la structure désirée. Un des buts de la présente invention est de proposer une barre coulée en continu, en alliage à base d'aluminium pour des produits travaillés, équivalent aux séries standards AA 2000, 5000 et 4000, la- quelle barre présente une structure homogène, est exempte de défauts, -6 présente d'excellentes propriétés mécaniques, et peut être soumise, brute de coulée ou après traitement thermique à l'une des opérations de façon- nage pour obtenir des produits travaillés, tels que le forgeage, sans nécessiter aucun travail plastique préliminaire, tel qu'une extrusion à chaud, qui présente un effet contraire sur les propriétés de la barre coulée. Un autre but de la présente invention est de proposer un pro- cédé de fabrication d'une barre coulée en continu en alliage à base d'aluminium, présentant une "travaillabilité" satisfaisante, telle qu'une excellent forgeabilité, en choisissant une combinaison adéquate de la composition des alliages des séries standards AA 2000, 5000 et 4000 et de leur structure de coulée, et en choisissant les conditions de coulée. Un autre but de la présente invention est d'augmenter la "tra- vaillabilité" de la barre coulée en continu produite par le procédé men- tionné ci-dessus, en soumettant la barre à un traitement à chaud. Un autre but de la présente invention est de proposer un allia- ge à base d'aluminium à l'état de fusion, qui présente des propriétés mécaniques équivalentes ou supérieures à celles des alliages à base d'aluminium obtenus par une extrusion conventionnelle, à cause de pro- priétés non directionnelles. Le concept technique de base de la présente invention réside dans la découverte que, une valeur critique de l'espacement des dendrites secondaires (qui sera appelé dans la suite DAS, et une valeur critique de la taille des particules de la seconde phase, et/ou le diamètre des grains, ces dernières valeurs critiques étant substantiellement plus faibles que le DAS, la taille des particules de la seconde phase et le diamètre des grains dans un lingot d'alliage d'aluminium conventionnel, sont les causes d'une structure de coulée fine, capable d'augmenter remarquablement la "travaillabilité" et les propriétés mécaniques des alliages à base d'aluminium pour des produits travaillés présentant les compositions décrites ci-dessous. Le procédé de fabrication d'une barre en alliage à base d'aluminium selon la présente invention est basé sur le concept techni- que suivant, si de l'alliage à base d'aluminiun en fusion est coulé en une barre de plus petit diamètre, à une vitesse plus importante que dans le cas des procédés de coulée continue conventionnels utilisés industriellement, la barre résultante présente une structure de coulée - 7 - qui est microscopiquement fine, macroscopiquement fine, isotropique et exempte de défaut. Selon l'un des aspects de la présente invention, il est pro- posé une barre coulée en alliage à base d'aluminium pour des produits travaillés (séries standards M 2000 pour des produits travaillés), présentant une grande résistance à la traction, aux chocs et à la fati- gue, qui comprend de 2,0 à 9,0%en poids de cuivre, de 0,2 à 1,2 % en poids de magnésium, de 0,2 à 1,2 % en poids de silicium, de 0,2 à 0,8 % en poids de manganèse, et le reste consistant en aluminium et en des impuretés inévitables, et occasionnellement en un ou plusieurs composants optionnels, et pour lequel le DAS n'est pas supérieur à 15 microns, le diamètre des grains n'est pas supérieur à 80 microns, et les particules de la seconde phase comprenant les composés intermétalliques présentent des dimensions qui ne sont pas supérieures à 10 microns. Selon un autre aspect de la présente invention, une barre coulée d'un alliage à base d'aluminium pour des produits. travaillés est carac- térisée par une combinaison d'une composition particulière et d'une struc- ture particulière, particulièrement, relativement à une distribution uni- forme des composants dissouts (composants en solution) dans l'intérieur des périphéries de grains, et de la matrice des grains -de, cristaux. Plus spécifiquement, la présente invention propose une barre coulée d'un alliage à base d'aluminium pour des produits travaillés (alliage homo- gène de la série standard AA 2000) présentant une grande résistance à la traction, aux chocs et à la fatigue, ayant la même composition que celle des alliages de la série standard AA 2000 mentionnée ci-dessus, et o le ratio de la concentration (a) des composants dissouts dans la matrice à l'intérieur des grains de cristaux sur la concentration (b) des composants dissouts dans la périphérie des grains, c'est-à- dire a/b, n'est pas inférieur à 0,70. Selon un autre aspect de la présente invention, il est proposé un procédé pour produire une barre coulée d'un alliage à base d'aluminium pour des produits travaillés correspondant aux alliages de la série standard AA 2000. Plus spécifiquement, le procédé comprend la préparation d'une composition d'alliage en fusion, une coulée continue de l'alliage en fusion à une vitesse de solidification qui n'est pas inférieure à 0C par seconde. Selon un autre aspect de la présente invention, il est pro- posé un procédé pour produire une barre coulée en alliage à base d'alu- 2 47 26 18 - 8 - minium correspondant aux alliages homogènes de la série standard AA 2000. Plus spécifiquement, il est proposé un procédé pour produire une barre coulée d'un alliage à base d'aluminium qui comprend la préparation d'une composition en fusion de l'alliage, une coulée continue de l'allia- ge en fusion à une vitesse de solidification qui n'est pas inférieure à%C/seconde, et la soumission de la barre coulée à un traitement thermique d'homogénéisation à une température de 450 à 530 C pendant 0,5 à 20 heures. Selon un autre aspect de la présente invention, il est pro- posé une barre coulée en alliage à base d'aluminium (alliage de la série standard AA 5000) comprenant de 2,0 à 6,0 % en poids de magnésium, de 0, 03 à 0,3 % en poids de chrome, le reste étant de l'aluminium et des impuretés inévitables, et occasionnellement un ou plusieurs composants optionnels, et o le diamètre des grains n'est pas supérieur à 80 microns, le DAS n'est pas supérieur à 13 microns, et la taille des particules de la seconde phase n'est pas supérieure à.10 microns. Les alliages de la série standard AA 5000 mentionnés ci-dessus peuvent par ailleurs contenir au moins l'un des éléments optionnels sui- vants choisis parmi le groupe consistant en: du titane dans une pro- portion de 0,005 à 0,2 % en poids, du manganèse dans une proportion pas supérieure à 0,5 % en poids, du zirconium dans une proportion pas supérieure à 0,3 % en poids, et de l'étain dans une proportion pas su- périeure à 0,5 % en poids. Le titane peut être partiellement remplacé par du bore, de manière à ce que les proportions globales de titane et de bore ne soient pas supérieures à 0,2 % en poids. Selon un autre aspect de la présente invention, une barre coulée en alliage d'aluminium (alliage homogène de la série standard AA 5000) présente la même composition que celle d'un alliage de la série standard AA 5000 mentionné ci-dessus, et le ratio de la concentra- tion (a) des composants dissouts dans la matrice des grains de cristaux sur la concentration (b) des composants dissouts dans la péri- phérie des grains, c'est-à-dire a/b, n'est pas supérieur à 0,70. Selon un autre aspect de la présente invention, il est proposé un procédé pour produire une barre coulée en alliage de la série standard M 5000 mentionné ci-dessus. Plus spécifiquement, le procédé comprend la préparation d'une composition en fusion d'alliage mentionné ci- dessus, et une coulée continue de l'alliage en fusion à une vitesse de solidification qui n'est pas inférieure à 15 'C/seconde. 24726 1 8 -9- Selon un autre aspect de la présente invention, il est propo- sé un procédé pour produire une barre coulée en alliage d'aluminium correspondant aux alliages homogènes de la série standard M 5000 men- tionnés ci-dessus. Plus particulièrement, il est proposé un procédé pour produire une barre coulée en alliage d'aluminium qui comprend la préparation d'une composition d'alliage en fusion, une coulée continue de l'alliage en fusion à une vitesse de solidification de 15 O C/seconde ou supérieure, et la soumission de la barre coulée à un traitement ther- mique d'homogénéisation à une température de 450 à 500 'C pendant 1 à 24 heures. Selon un autre aspect de la présente invention, il est proposé une barre coulée d'un alliage à base d'aluminium pour des produits forgés (alliage Al-Si-Mg de la série standard AA 4000) présentant une excel- lente "travaillabilité", des résistances à l'usure et à la chaleur excel- lentes, qui comprend de 4 à 12 % en poids de silicium, de 0,6 à 1,3 l en poids de magnésium, le reste consistant essentiellement en aluminium et les inévitables impuretés, et éventuellement un composant optionnel et qui présente une fine structure de coulée, dans lequel les cristaux primaires présentent une taille qui n'est pas supérieure à 50 microns, de préférence pas supérieure à 25 microns, les composés-intermétalliques des particules de la seconde phase présentent une taille qui n'est pas supérieure à 15 microns, et le DAS n'est pas supérieur à 20 microns. Cet alliage peut par ailleurs contenir en tant que composant optionnel, au moins l'un des composants choisis parmi les composants suivants consis- tant en 0,05 à 0,2 % en poids de titane, 0,02 à 0,2 % en poids de vana- dium, 0,01 à 0,1 % en poids de lithium, 0,001 à 0,05 % en poids de beryllium, 0,1 à 0,5 % en poids de chrome et 0,02 à 0,2 % en poids de zirconium, avec la condition que le total de ces composants optionnels ne soit pas supérieur à 1,2 % en poids. Selon un autre aspect de la présente invention, il est proposé une barre coulée en alliage à base d'aluminium (alliage Al-Si-Cu-Mg de la série standard AA 4000) présentant une excellente "travaillabilité", une excellente résistance à l'usure et à la chaleur, qui comprend de 2 à 12 % en poids de silicium, de 1,5 à 5 % en poids de cuivre et, de 0,8 à 1,3 % en poids de magnésium. Cet alliage peut également contenir en tant que composant optionnel au moins l'un des composants choisis parmi le groupe consistant en de 0,05 à 0,2 Z3 en poids de titane, de 0,02 à 0,2 % en poids de vanadium, de 0,01 à 0,1 % en poids de lithium, 2 472 618 - 10 - de O,001à 0,05 % en poids de beryllium, de 0,1 à 0,5 Z en poids de chrome, et de 0,02 à 0,2 % en poids de zirconium, avec la condition que la somme des composants optionnels ne soit pas supérieure à 1,2 % en poids, le reste consistant essentiellement en aluminium et les impu- retés inévitables, et qui présente une fine structure de coulée, dans lequel les cristaux primaires ont une taille qui n'est pas supérieure à microns, de préférence pas supérieure à 25 microns, les composés intermétalliques'présentent une taille qui n'est pas supérieure à 15 microns, et le DAS n'est pas supérieur à 20 microns. Selon un autre aspect de la.présente invention, il est proposé un procédé pour produire une barre coulée d'un alliage à base d'aluminium qui comprend la préparation d'un alliage en fusion Al-Si-Mg de la série standard AA 4000 et la coulée continue de l'alliage en fusion à une vitesse de solidification qui n'est pas inférieure à 25 OC/ seconde. Selon un autre aspect de la présente invention, il est proposé un procédé pour produire une barre de coulée d'un alliage à base d'alu- minium qui comprend la préparation d'un alliage Al-Si-Cu-Mg en fusion de la série standard AA 4000, la coulée continue de l'alliage en fusion à une vitesse de solidification qui n'est pas inférieure à 25 0C/ seconde. Selon un autre aspect de la présente invention, les alliages Al-Si-Mg et Al-Si-Cu-Mg de la série standard AA 4000 mentionnés ci- dessus sont caractérisés par le fait que les zones occupées par les par- ticules de la seconde phase comprenant les cristaux primaires et au moins un composé intermétallique choisi parmi les composés suivants Al-Cu, AlSi, Mg-Si, Al-Mn-Fe, Al-Fe-Si et Al-Cu-Mg n'excèdent pas 25 eZ dans aucune des zones d'une section transversale examinée de la barre coulée, que les cristaux primaires ont une taille de grains qui n'excède pas 25 microns, et que les composés intermétalliques ont une taille qui n'excède pas 15 microns. La structure de coulée des barres coulées en alliage à base d'aluminium selon la présente invention est fine, homogène et isotropique depuis la partie centrale vers la partie périphérique dans des sections transversales de celle-ci prises dans des directions quelconques. De plus, let barres coulées en alliage d'aluminium présentent une grande résistance à la traction, aux chocs et à la fatigue, et de plus, même si elles contiennent une grande quantité d'éléments d'alliages, elles 2 4 7 2 6 1 8 - il - présentent une excellente "travaillabilité". Les barres coulées en alliage d'aluminium selon la présente invention peuvent être soumises directement à des opérations de travail plastique telles qu'un forgeage ou des opérations de travail mécaniques telles qu'une usinage sans néces- siter une opération préliminaire, telle qu'une extrusion. Cette caractéristique fait qu'il est possible de produire des pièces diverses en alliage d'aluminium à un faible coût, d'éliminer les effets contraires sur ces pièces causés parl'opération prélimaire telle qu'une extrusion. Les produits forgés ou d'autres produits travaillés, pour cette raison, présentent d'excellentes propriétés et sont produits à un faible coût. Aussi, selon le procédé de la présente invention, l'alliage à base d'alu- minium pour des produits travaillés présentant les excellentes propriétés mentionnées ci-dessus peut être obtenu simplement et facilement. L'invention sera mieux-comprise si l'on se réfère à la descrip- tion ci-dessous, ainsi qu'aux dessins en annexe qui en font partie inté- grante. La figure 1 est une vue microscopique d'une section transver- sale d'une barre coulée consistant en l'un des alliages d'aluminium de la série standard AA 2000, et ayant été produit par coulée à une vitesse de solidification de 25 'C/seconde. La figure 2 est la même vue que celle de la figure 1, excepté que la vitesse de solidification est de 0,5 OC/seconde. La figure 3 est une vue microscopique d'une section transver- sale d'une barre coulée consistant en l'un des alliages d'aluminium de la série standard AA 5000, et ayant été produit par coulée à une vitesse de solidification de 15 OC/seconde. La figure 4 est la même vue que la figure 3, excepté que la vitesse de solidification est de 0,1 'C/seconde. La figure 5 est une vue microscopique d'une section transver- sale d'une barre coulée consistant en l'un des-alliages de la série standard AA 4000, et étant produit par coulée à une vitesse de soli- dification de 30 'C/seconde. La figure 6 est la même vue que celle de la figure 5, excepté que la vitesse de solidification est de 30 OC/seconde. La figure 7 est un graphe montrant la résistance à la traction et l'élongation en fonction de la position d'échantillonnage d'un échantillon de l'exemple 1. Les figures 8A et 8B sont respectivement une vue en perspective - 12 - d'un échantillon en forme de coin, et une illustration montrant une méthode de test utilisant cet échantillon. La figure 9 est un graphe montrant le degré de travail limi- te en fonction de la vitesse de solidification d'un échantillon en forme de coin conforme à l'exemple 2, le degré de travail limite étant un degré de travail auquel apparaissent des fissures de forgeage. La figure 10 est un graphe montrant la résistance à la défor- mation et la déformabilité en fonction de la vitesse de solidification de l'échantillon de l'exemple 2. * La figure 11 est un graphe montrant le DAS en fonction de la vitesse de solidification de chacun des lingots A, B, et C dans l'exem- ple 3. La figure 12 est un graphe montrant la résistance à la traction et l'élongation en fonction de la vitesse de solidification d'un alliage B dans l'exemple 3. La figure 13 est un graphe montrant une valeur de choc et une réduction de surface en fonction de la vitesse de solidification pour un alliage B dans l'exemple 3. La figure 14 est un graphe montrant la résistance à la fatigue en fonction de charges de test d'un échantillon dans la figure 4. La figure 15 est un graphe montrant la résistance à la trac- tion-et l'élongation en fonction des positions d'échantillonnage d'un échantillon de l'exemple 5. La figure 16 est un graphe montrant un degré de travail limi- te en fonction de la vitesse de solidification d'échantillons en forme de coin dans l'exemple 6. La figure 17 est un graphe montrant la résistance à la défor- mation et la déformabilité en fonction de la vitesse de solidification pour des échantillons dans l'exemple 6. La figure 18 est un graphe montrant le DAS en fonction de la vitesse de solidification de chacun des alliages D, E et F dans l'exem- ple 7. La figure 19 est un graphe montrant une résistance à la traction et une élongation en fonction de la vitesse de solidification d'un allia- ge E dans l'exemple 7. La figure 20 est un graphe montrant les valeurs de choc et la réduction de surface en fonction de la vitesse de solidification d'un alliage E dans l'exemple 7. 2 472 6 1 8 - 13 - La figure 21 est un graphe montrant l'inflence de la taille des particules de seconde phase sur le degré de travail limite de lingots d'aluminium qui ont été forgés à une température comprise entre et 400 OC. La figure 22 montre la résistance à l'usure en fonction du ratio spécifique de résistance du présent alliage en comparaison avec ceux de certains alliages conventionnels. La figure 23 montre la résistance à la traction à une tempé- rature variant depuis la température ambiante jusqu'à 400 OC du présent alliage en comparaison avec des alliages conventionnels. Les figures 24A, 24B et 24C sont chacune une illustration mon- trant un test de tassement. Dans la présente description, le terme "travail" n'est pas toujours limité au forgeage, mais il comprend également d'autres travaux plastiques tels que le laminage, l'étirage, le tréfilage et l'extrusion, et également des usinages tels que la coupe. Ainsi, des alliages à base d'aluminium pour des produits travaillés selon la présente invention peuvent être soumis à différents travaux plastiques et à différents usinages. Il doit être également entendu que les termes "coulée continue" sont utilisés ici pour désigner non seulement une coulée continue complète proprement dite, mais également une coulée semi-continue pour produire une certaine longueur d'articles coulés. Les termes "dendrite secondaire " sont utilisés ici dans leur sens ordinaire courant en métallographie. La dendrite secondaire est distincte des cellules dendritiques, c'est-à-dire d'une dendrite pri- maire. La fine structure d'un alliage de la série standard AA 2000 pour des produits travaillés selon la présente invention est expliquée en premier. Cet alliage doit présenter la composition mentionnée ci- dessus et une fine structure de coulée, telle que le diamètre des grains ne soit pas supérieur à 80 microns, que le DAS ne soit pas supérieur à microns et que les particules de seconde phase comprenant les compo- sants intermétalliques présentent une taille n'excédant pas 10 microns. Les composants intermétalliques consistuant les particules de seconde phase incluent les composés Al-Cu, Mg-Si, Al-Mn-Fe, Al-Fe-Si etc... Si le diamètre des grains, le DAS et la taille des particules de seconde phase sont en dehors de chacune des valeurs définies ci- 2 47 2 618 - 14 - dessus, même si la composition de l'alliage est conforme à ce qui sera décrit ultérieurement, la barre de coulée résultante ne peut pas présen- ter les propriétés désirées, telles qu'une grande résistance à la trac- tion, à la fatigue et aux chocs. De plus, la macrostructure isotropique de l'alliage est perdue, et ia macrostructure tend à être non homogène, ce qui fait que l'alliage présente une "travaillabilité" faible. La fine structure d'un alliage de la série standard M 5000 pour des produits travaillés selon la présente invention est expliquée en second. Cet alliage doit satisfaire aux conditions suivantes, le diamètre des grains n'est pas supérieur à 80 microns, le DAS n'est pas supérieur à 13 microns, et les particules de seconde phase comprenant des composés intermétalliques présentent une taille qui n'est pas supé- rieure à 10 microns. Ainsi, cet alliage présente une "travaillabilité" excellente et une grande résistance à la traction, aux chocs et à la fatigue. La fine structure d'un alliage de la série standard AA 4000 pour des produits travaillés selon la présente invention est expliquée en troisième. Cet alliage présente une structure de coulée, o le DAS n'est pas supérieur à 20 microns, et la taille des particules de seconde phase n'est pas supérieure à 50 microns. Aussi, de préférence, le pour- centage d' étendue des particules de seconde phase, comprenant les cristaux primaires et l'un ou plus des composés intermétalliques sui- vants, Al-Cu, Al-Si, Mg-Si, Al-Mn-Fe, Al-Fe-Si, Al-Cu-Mg etc, est de % ou moins dans l'une quelconque des sections de l'alliage. Si le pourcentage d' étendue des particules de seconde phase est supérieur à 25 %, l'alliage résultant présente une forgeabi- lité particulièrement faible. Aussi, si la taille des particules de seconde phase est supérieure à 50 microns, l'alliage résultant n'est pas seulement sujet à des fissures pendant le forgeage, mais également présente une usinabilité faible. Les conditions d'homogénéité des alliages homogènes des séries standards AA 2000 et 5000 selon la présente invention peuvent être satis- faites, en remplacement, pour les fines structures définies ci-dessus. En effet,-ces alliages doivent avoir une structure telle que le ratio de la concentration (a) des composants dissouts, tels que Cu, Cr, Mg, Si et Mn, dans la matrice des grains de cristaux, sur la concentration (b) des composants dissouts, tels que Cu, Mg, Si et Mn, contenus dans la périphérie des grains, c'est-à-dire a/b, est de 0,70 ou plus. 2 4 72 6 1 8 - 15 - La concentration (b) peut être déterminée en soumettant localement un specimen aux rayons X au travers de la périphérie des grains par analyse spectrale de l'émission ou par analyse des rayons X et ensuite en com- parant la concentration détectée des composants de la périphérie des grains à la concentration détectée des composants dans la matrice des grains de cristaux. Selon la présente invention, l'enrichissement des composants dissouts dans la périphérie des grains est supprimé de manière à éviter une réduction de la ductibilité des alliages à base d'aluminium. Cette suppression de l'enrichissement des composants dis- souts est efficace pour atteindre des effets équivalents à ceux obtenus par la limitation du DAS, du diamètre des grains,et de la taille des particules de seconde phase. Il est parfois difficule de maintenir par le contrôle de la vitesse de solidification l'isotropie macroscopique des barres coulées. Dans un tel cas, si les barres coulées produites à une vitesse de solidification au moins égale à la vitesse de-refroidissement critique sont soumises à un traitement thermique d'homogénéisation approprié pour ajuster la distribution des composés dissouts de manière à obtenir un ratio a/b d'au moins 0,70, les barres homogénéisées présentent la plupart du temps les mêmes propriétés désirées que celles obtenues par des alliages à base d'aluminium pour des produits travaillés, présen- tant une fine structure. Dans le but d'obtenir le ratio de concentra- tion a/b d'au moins 0,70, le traitement thermique d'homogénéisation est réalisé à une température de 450 à 530 OC pendant 0,5 à 20 heures pour 'in alliage de la série standard AA 2000 et à une température de 450 à 580 OC pendant 1 à 24 heures pour un alliage de la série standard AA 5000. D'une manière idéale, non seulement la limitation du diamètre des grains, du DAS, et de la taille des particules de seconde phase aux valeurs maximum mentionnées ci-dessus, mais également la limitation du ratio a/b à la valeur d'au moins 0,70 doivent être satisfaites pour des alliages des séries standards AA 2000 et 5000 pour des produits travaillés. Dans ce cas, la "travaillabilité", et les propriétés méca- niques de la barre coulée sont en plus amélioréescomparées aux alliages satisfaisants auxconditions de diamètre de grains, de DAS et de tailles de particules de seconde phase, mais pas à la condition du ratio de concentration a/b. La barre d'alliage d'aluminium satisfaisant aux conditions 2 47 2 61 8 - 16 - de diamètre de grains, de DAS, et de taille de particules de seconde phase, peut être produite par un procédé de coulée continue o la vites- se de solidification en un point quelconque d'une section transversale des barres est fixée à au moins une vitesse critique. La vitesse de solidification critique est de 25 'C/seconde pour un alliage de la série standard AA 2000, de 15 OC/seconde pour un alliage de.la série standard AA 5000, et de 25 0C/seconde, de préfé- rence, de 30 OC/seconde pour un alliage de la série standard AA 4000. Si les vitesses de solidification sont graduellement augmen- tées à partir d'une valeur beaucoup plus basse que les vitesses criti- ques de solidification dans la production des alliages des séries standards AA 2000, 5000 et 4000 pour des produits travaillés, le diamètre des grains, le DAS, et les particules de seconde phase des alliages deviennent extrê- mement petits ou très-fins dans le voisinage des vitesses de solidifica- tion critiques o les conditions de structure mentionnées ci-dessus sont satisfaites. En d'autres termes, la solidification, au moins aux vitesses de solidification critiques, permet d'obtenir des barres coulées avec des propriétés mécaniques et une "travaillabilité" désirée. Pour cette raison, les vitesses de solidification doivent être fixées à des valeurs au moins égales aux vitesses critiques. Les termes "vitesse de solidification", tels qu'ils sont uti- lisés ici, désignent une vitesse d'abaissement de la température à l'interface entre la phase solide et la phase liquide d'un alliage placé dans un moule de coulée continue. La vitesse d'abaissement de la tempé- rature peut être détectée de manière expérimentale, par exemple, en plaçant un thermo-couple dans la phase liquide depuis le haut du moule, et en déterminant les changements de températuredans la position o le thermo-couple vient en contact avec la phase solide. Dans la production en coulée continue d'alliages à base d'aluminium pour des produits travaillés, selon la présente invention, ur. procédé de coulée continue conventionnel du type flottant est difficile à appliquer pour la pro- duction de barres présentant un diamètre 'e 100 mm ou moins. Selon les inventeurs, un procédé de coulée continue> chaud en chute directe par application d'un gaz sous pression, tel a. il a été décrit dans le brevet amiéricain No 4.157.728, semble être le meilleur procédé pour produire une barre présentant un petit dia-ître et en particulier de à 70.--. Il doit être toutefois entendu -ije si tout procédé de coulée continue autre que celui du brevet américa.- No 4.157.728 permet d'obte- 2 4 72 6 1 8 - 17 - nir de bonnes qualités et des vitesses de solidification supérieures aux vitesses de solidification critiques, ce procédé peut être appliqué aux procédés de la présente invention. Les barres coulées, ainsi préparées, peuvent être soumises directement à un travail plastique ou à un travail d'sinage. Eventuel- lement, les barres coulées peuvent être soumises à un traitement ther- mique d'homogénéTsation avant d'être travaillées selon différents pro- cessus. Bien plus, les barres coulées peuvent être soumises à un trai- tement thermique tel qu'un traitement T6 avant d'être travaillées selon différents processus. Le fait que la structure de coulée d'un alliage de la série standard AA 2000 devienne subitement fine à une température de solidi- fication d'environ 25 'C/seconde va être illustrée en référence aux figures 1 et 2. La figure 1 montre une vue microscopique de la structure d'une barre d'alliage à base d'aluminium consistant en 4,5 % en poids de Cu, 0,6 % en poids de Mg, 0,6 %/ en poids de Si, 0,4 % en poids de Mn, 0, 01 5' en poids de Ti, le reste étant de l'aluminium et des traces d'impuretés. L'alliage à base d'aluminium a été coulé de manière conti- nue à une vitesse de solidification de 25 'C/seconde en forme de barre, qui a été coupée de manière à observer la microstructure d'une section de la barre. La figure 2 montre une vue microscopique de la même barre d'alliage à base d'aluminium que celle de la figure 1, sauf que cette barre a été produite par coulée à une vitesse de solidification de 0,5 'C/seconde. Tel que cela ressort de la figure 1, les cristaux granu- laire, sont uniformément distribués sur l'ensemble de la structure montrée dans la figure 1, le DAS n'est pas supérieur à 15 microns, et toutes les particules de seconde phase comprenant les composés inter- métalliques ont une taille qui n'est pas supérieure à 10 microns, pour ce qui concerne l'alliage coulé à une vitesse de solidification élevée. Au contraire, tel que cela ressort de la figure 2, le DAS est supérieur à 15 microns, les particules de seconde phase comprenant les composés intermétalliques sont significativement grossiers en ce qui concerne l'alliage coulé à une vitesse de solidification lente. La figure 3 montre une vue microscopique de la structure d'une barre d'alliage d'aluminium consistant en 3,0 % en poids de Mg, 0,15 Z en poids de Cr, 0,01 % en poids de Ti, 0,2 %! en poids de Mn, le reste consistant en de l'aluminium et des traces d'impuretés. L'alliage d'aluminium a été coulé à une vitesse de solidification de 15 0C/seconde 24 72 618 - 18 - dans la forme d'une barre qui a été coupée de manière à observer la macrostructure d'une section transversale de cette barre. La figure 4 montre une vue microscopique de la même barre d'alliage d'aluminium que celle de la figure 3, sauf que la barre a été produite par coulée avec une vitesse de solidification de 0,1 C/seconde. Tel que cela est apparent dans la figure 3, les cristaux granulaires sont uniformément distribués sur l'ensemble de la structure montrée dans la figure 3, le DAS n'est pas supérieur à 13 microns, et toutes les particules de seconde phase comprenant les composés intermétalliques ont une taille qui n'est pas supérieure à 10 microns, en ce qui concerne l'alliage coulé à une grande vitesse de solidification. Au contraire, tel que cela est apparent dans la figure 4, le DAS est supérieur à 13 microns, les particules de seconde phase comprenant les composés intermétalliques sont significa- tivement grossiers en ce qui concerne l'alliage coulé à une vitesse de solidification faible. La figure 5 montre une vue microscopique d'une barre coulée consistant en un alliage de la série standard AA 4000. L'alliage d'alu- minium a été coulé à une vitesse de solidification de 30 OC/seconde dans la forme d'une barre qui a été coupée de manière à observer la structure d'une section transversale. La figure 6 montre une vue microscopique de la même barre d'alliage d'aluminium que celle de la figure 5, sauf que cette barre a été produite par coulée avec une vitesse de solidi- fication de 3 0C/seconde. Tel que cela est apparent dans la figure 5, les cristaux sont uniformément distribués dans l'ensemble de la structure montrée dans la figure 5, le DAS n'est pas supérieur à 20 microns, les particules de seconde phase comprenant les composés intermétalliques présentent une taille qui n'est pas supérieure à 15 microns, et, les particules de seconde phase comprenant les cristaux primaires présentent une taille qui n'est pas supérieure à 50 microns en ce qui concerne l'alliage coulé à une grande vitesse de solidification. Au contraire, tel que cela est apparent dans la figure 6, le DAS est supérieur à 20 microns, les particules de seconde phase comprenant les composés inter- métalliques et les cristaux primaires sont significativement grossiers en ce qui concerne l'alliage coulé à une vitesse de solidification fai- ble. Il résulte de ces investigations sur la relation entre la vitesse de solidification et les propriétés du lingot d'alliage résul- tant que la limite inférieure de la vitesse de solidification est de 2 4 7 2 61 8 19 - OC/seconde pour des alliages des séries standards AA 2000 et 4000, et de 15 OC/seconde pour des alliages de la série standard 5000. -Il va sans dire que, dans le but de produire un lingot d'alliage à une haute vitesse de solidification, une coulée continue est ce qu'il y a de plus approprié. Le procédé de coulée continue le plus approprié, qui peut être utilisé industriellement, actuellement, est un procédé de coulée verticalesemi-continue. Dans le but d'obtenir une vitesse de solidifi- cation élevée, par exemple de 25 C/seconde ou plus, dans ce procédé de coulée verticale semi-continue, il est approprié de couler l'alliage en fusion en une barre présentant un petit diamètre. La vitesse de so- lidification de 25 'C/seconde ou plus, de préférence 30 'C/seconde ou plusappropriée pour des alliages de la série standard AA 4000 peut être obtenue en déterminant le diamètre de la barre résultante à une petite dimension de 40 à 100 mm sans faire aucune modification substan- tielle dans les conditions d'injection d'eau de refroidissement, tel que la température de l'eau, les vitesses d'écoulement de l'eau, et la position des injecteurs, usuellement employés dans la mise en oeuvre du procédé selon le brevet américain No 4.157..728. Les compositions d'alliages selon la présente invention vont être débattues ci-dessous. En premier, les raisons pour la limitation de la composition des alliages de la série standard AA 2000 vcnt êtreillustrées.Si la pro- portion de cuivre est inférieure à 2,0 e en poids, la barre résultante présente une résistance mécanique non satisfaisante. Si la proportion de cuivre est supérieure à 9,0 % en poids, le cuivre n'est pas dissout dans une proportion satisfaisante, même par un traitement dissolvant, et est précipité en tant que composé intermétallique. Il en résulte que les propriétés mécaniques, telles que la résistance à la traction, l'élongation et la résistance aux chocs de la barre coulée deviennent inférieurs, ce qui mène à la formation de fissures de coulée pour la barre résultante pendant un processus de coulée continue. Toutefois, en adoptant une vitesse de solidification de 25 'C/seconde, ou plus forte, en un point quelconque de l'interface solide-liquide, il est possible de réaliser l'opération de coulée continue en douceur, sans causer aucune fissure de coulée du fait de la proportion importante de - cuivre, de plus de 9,0 le en poids. Puisque une vitesse de refroidissement élevée est maintenue uniformément sur une section transversale de la barre lors de la coulée, la tendance à la ségrégation dans une section 2 47 2 618 - 20 - transversale de la barre est réduite, et une solidification, qui est presque semblable à une solidification unidirectionnelle idéale la remplace. Une telle solidification semble rendre possible le fait d'au- gmenter la proportion maximum de cuivre, à laquelle aucune ségragation sérieuse de cuivre ne se produit, comparativement à l'Art Antérieur. Aussi, si la proportion de magnésium est inférieure à 0,2 % en poids, la barre coulée résultante présente une résistance à la trac- tion faible. Si la proportion de magnésium est supérieure à 1,2 % en poids, des composés intermétalliques Mg-Si se forment, ce qui provoque des détériorations de l'élongation et de la résistance à la traction de la barre coulée résultante. Il résulte-des composés intermétalliques qu'une barre coulée présentant les propriétés désirées, c'est-à-dire une résistance élevée à la fatigue, et aux chocs, ne peut pas être ob- tenue. Aussi, si la proportion de silicium est inférieure à 0,2 % en poids, l'alliage résultant ne peut pas être traité à chaud. D'un autre côté, une proportion de silicium supérieure à 1,2 % en poids provoque la détérioration de la résistance à. la traction, et de la résistance aux chocs de la barre coulée résultante. Une proportion de manganèse inférieure à 0,2 l, en poids est inefficace pour obtenir une grande résis- tance à la traction et aux chocs. Si la proportion de manganèse est supérieure à 0,8 % en poids, des grains grossiers se forment, ce qui fait que-les conditions de structure décrites ci-dessus ne sont pas satisfai- tes, et donc la barre coulée résultante présente une résistance à la traction faible. L'alliage d'aluminium de la présente -invention peut contenir, si cela est nécessaire, du titane. Eventuellement, l'alliage d'aluminium peut contenir à la fois du titane et du bore dans une pro- portion globale deO,005 à 0,15 % en poids. Le titane ou le titane et le bore sont efficaces pour affiner davantage les grains de cristaux et également, pour atteindre des propriétés mécaniques encore supérieures. En second, les raisons pour la limitation de la composition d'un alliage de la série standard MA 5000 vont être illustrées. Si la proportion de magnésium est inférieure à 2,0 % en poids, la barre coulée résultante ne donne pas satisfaction sur le plan des propriétés mécani- ques. Aussi, une proportion de magnésium supérieure à 6,0 % en poids a un effet contraire sur la "travaillabilité" à chaud de la barre coulée résultante et peut être la cause d'un fissurage corrosif de tension. 'Jne proportion de chrome inférieure à 0,03 5i en poids est inefficace pour éviter que la barre coulée résultante soit soumise à 2 4 7 2 6 1 8 - 21 - ce fissurage. Aussi, une proportion de chrome supérieure à 0,3 % en poids a pour résultat la formation de macro-composés intermétalliques qui ont un effet contraire sur les propriétés mécaniques et la "travail- labilité" de la barre coulée résultante. Si nécessaire, du titane, dans une proportion de 0,005 à 0,2 % en poids peut être ajouté à l'alliage de la série standard AA 5000 dans le but d'affiner les grains de cristaux. Le titane peut être partielle- ment remplacé par du bore. Dans ce cas, la quantité globale de titane et de bore doit être de 0,2 % en poids ou moins. Le manganèse est effi- cace pour éviter le fissurage corrosif de tension. Toutefois, une proportion de manganèse supérieure à 0,5 % en poids a pour résultat la formation de macro-composés intermétalliques qui altèrent les propriétés mécaniques et la "travaillabilité". Du zirconium est partiellement dissout et contribue au renforcement de la matrice de l'alliage. L'autre partie du zirconium réagit avec le magnésium pour former les composés intermé- talliques Mg2Zr, qui sont efficaces pour obtenir un découpage franc de la barre moulée résultante. La solubilité de l'étain est faible, et à la place, l'étain réagit avec le magnésium pour former les composés intermétalliques Mg2Sn qui sont efficaces pour améliorer le découpage franc de la barre moulée résultante. La composition de l'alliage de la série AA va être illustrée. Dans le cas de l'alliage Al-Si-Mg de la série standard AA 4000, le silicium n'est pas seulement efficace pour renforcer la matrice de l'alliage, mais également réagit avec l'aluminium pour former un eutec- tique Al-Si qui est efficace pour augmenter la résistance à l'usure et la résistance à la corrosion dans une atmosphère oxydante. Si la propor- tion de silicium est inférieure à 4 % en poids, la barre coulée résul- tante présente une résistance à l'usure non satisfaisante. Une propor- tion de silicium supérieure à 12 % en poids provoque un accroissement des cristaux primaires de silicium qui sont efficaces pour augmenter la résistance à l'usure, mais au détriment de la résistance à la trac- tion. La proportion de silicium est de préférence de l'ordre de 6 à 10 % en poids. Du magnésium est non seulement dissout dans l'aluminium pour renforcer la matrice de l'alliage, mais également réagit avec le sili- cium pour former les composés intermétalliques f4g2Si, qui contribuent à l'amélioration de la résistance à la traction et de la résistance à l'usure de la barre coulée. Toutefois, si la proportion de magnésium 2 4 72 6 18 - 22 - est inférieure à 0,6 % en poids, la contribution des composés inter- métalliques à la résistance à la traction et à la résistance à l'usure n'est pas satisfaisante. Aussi, si la proportion de magnésium est supé- rieure à 1,3 % en poids, l'alliage résultant devient cassant. Ainsi, il est nécessaire que la proportion de silicium et la proportion de magnésium soient respectivement de l'ordre de 4 à 12 % et de 0,6 à 1,3 % en poids. Dans l'alliage Al-Si-Cu-Mg de la série standard M 4000 men- tionnée ci-dessus, le cuivre est essentiel pour que la barre coulée résul- tante puisse être traitée thermiquement, et qu'elle présente une forte résistance à la traction. Toutefois, si la proportion de cuivre est inférieure à 1,5 % en poids, la barre coulée résultante présente une dureté non satisfaisante. Une proportion de cuivre dépassant 5,0 % en poids provoque la détérioration de la "travaillabilité" de la barre coulée résultante. Le silicium a les mêmes effets que ceux décrits pour l'alliage Al-Si-Mg de la série-standard AA 4000. En plus, le silicium est efficace pour modérer le fissurage pendant le forgeage de la barre coulée résultante, et sa porosité. De plus, le silicium réagit avec le magnésium pour former les composés intermétalliques Mg2Si, qui améliorent la propriété de traitement thermique de l'alliage. Toutefois, si la proportion de silicium est inférieure à 2,0 % en poids, les effets désirés ne peuvent pas être obtenus. Aussi, une proportion de silicium excédant 12 % en poids est efficace pour augmenter la résistance à l'usure, mais au détriment de la forgeabilité et de l'usinabilité de la ba're coulée. Le magnésium améliore la résistance de la matrice de l'alliage, et également la propriété de traitement thermique et la résis- tance à l'usure de l'alliage. Toutefois, une proportion de magnésium inférieure à 0,8 % en poids est inefficace pour atteindre ces effets. D'un autre côté, si la proportion de magnésium est supérieure à 1,3 C en poids, la barre coulée résultante devient cassante et présente une pauvre "travaillabilité". Dans des alliages Al-Si-Cu-Mg de la série standard AA 4000, avec un composant optionnel, la résistance à la chaleur et l'usinabilîté sont particulièrement améliorées par l'élément optionnel (A). En résumé, les compositions mentionnées ci-dessus et les con- ditions de structure, c'est-à-dire le diamètre des grains, le DAS et les particules de seconde phase qui'sont les composés intermétalliques choisis parmi, par exemple, Mg-Si, Al-Nn-Fe et Al-Fe-Si et éventuellement 2 4 7 26 1 8 - 23 - des cristaux primaires de silicium rendent possibles la production d'une barre coulée présentant une forte résistance à la traction, à la fatigue et aux chocs, aussi bien que des structures fines et isotropiques. La barre coulée, qui est soumise à un travail plastique, par exemple un forgeage, et qui est habituellement rapportée à un lingot ou une billette, et la barre coulée, qui est directement soumise à un usinage selon l'une des caractéristiques de la présente invention, présente une excellente "travaillabilité". Les produits travaillés obtenus à partir de la barre coulée selon la présente invention sont exempts des défauts indésirables des travaux primaires des barres coulées conventionnelles. Les barres coulées des alliages des séries standards AA 4000, selon la présente invention, sont appropriées pour des pièces forgées utilisées en tant que composants pour un compresseur, un véhicule, un avion, etc.... La présente invention va être maintenant illustrée par des exemples cidessous, qui sont présentés à titre d'illustration, et cui ne doivent pas être interprétés pour limiter le champ de la présente invention. *EXEMPLE 1 Lot No 1 (selon l'invention) Un alliage d'aluminium en fusion comprenant en poids 4,7 de cuivre, 0,7 % de silicium, 0,6 ce de manganèse, 0,5 % de magnésiu-, 0,015 Z,) de titane et de bore, le reste consistant essentiellement er aluminium a été préparé, et a été soumis à une coulée continue à chaud en chute directe, à une vitesse de solidification de 25 OC/seconde, de marière à produire une barre ronde présentant un diamètre de 53 r.. Le gaz sous pression a été appliqué à la partie en fusion du métal cestiné à être coulé, tel que cela est décrit dans le brevet américain No 4.157.728. Lot No 2 (de contrôle) Les mêmes opérations que celles décrites relativement au 'ot No 1 ont été renouvelées, sauf que la vitesse de solidification a ëte de 0.15 'C/seconde. Lot No 3 (de contrôle) Les mêmes opérations que celles décrites relativement au 'zt No 1 ont été renouvelées, sauf que la vitesse de solidification a été de 3 C/seconde. rr' et 3. des ée'artillons ont été découpés le long d'une direction lorn- 2 47 26 1 8 -24- tudinale de barres, à des distances variables de leur périphérie exté- rieure. Chacun de ces échantillons a été chauffé à une température de 505 OC pendant 6 heures, et ensuite refroidi dans de l'eau chaude. En- suite, les échantillons ont été vieillis à une température de 170 OC pendant 8 heures pour donner un matériau dénommé T6. La résistance à la traction et l'élongation à température normale des échantillons ont été déterminées, et les résultats sont montrés dans la figure 7. Dans cette figure 7, les symboles X sont relatifs à l'échantillon provenant du lot No 1 (25 OC/seconde), les points noirs sont relatifs à l'échan- tillon provenant du lot No 2 (0,15 'C/seconde), et les symboles 0 sont relatifs à l'échantillon provenant du lot No 3 (3 OC/seconde). Il ressort de la figure 7 que dans le cas o les vitesses de solidification sont de 0,15 'C/seconde et de 3 'C/seconde, une dispersion considérable de la résistance à la traction et de l'élongation apparaît entre les zones périphériques extérieures et les zones centrales. Dans le cas o la vitesse de solidification est de 25 OC/seconde, la dispersion est faible pour la résistance à la traction et l'élongation entre les zones péri- phériques extérieures et les zones centrales, ce qui amène dans la plu- part des cas des propriétés homogènes de la barre coulée depuis la péri- phérie extérieure jusque dans les zones centrales. Aussi, le DAS, la taille des particules de seconde phase et le ratio a/b de concentration des produits dissouts à l'intérieur de la matrice des grains sur la concentration des produits dissouts dans la périphérie des grains sur la barre obtenue à partir des Lots Nos 1, 2, 3 ont été déterminés. Les résultats sont montrés dans le tableau 1. TABLEAU 1 Vitesse de DAS Dimensions des Ratio de con solidification particules de centration seconde phase a/b 0C/sec. Pm.m Lot No 2 0,15 40 21 40 Lot No 3 3 25 16 55 Lot No 1 25 12 8 75 Tel que cela ressort du tableau 1, dans le cas o la vitesse de solidification est de 25 OC/seconde, le DAS et les particules de seconde phase sont de petite dimension, et le ratio de concentration 2 4 726 18 - 25 - de composants dissouts (a) sur la concentration de composants dissouts (b) , qui sera ultérieurement appelé ratio de concentration a/b, est élevé, alors que dans le cas o les-vitesses de solidification sont de 0,15 'C/seconde et de 30C/seconde, le DAS et les particules de seconde phase sont significativement grossiers, et le ratio de concentration a/b est faible. A la vue de ces résultats, et des résultats de tests montrés dans la figure 7, il est apparent que les facteurs de structure ont une grande influence sur la résistance à la traction et sur l'élon- gation de la barre coulée. EXEMPLE 2 Un alliage en fusion comprenant en poids 4,5 % de cuivre, 0,6 %' de silicium, 0,6 % de magnésium, 0,8 % de manganèse, 0,015 % de titane, le reste consistant essentiellement en aluminium a été préparé, et a été coulé en une barre ronde présentant un diamètre de 78 mm par une coulée continue à chaud en chute directe. Le gaz sous pression a été appliqué à la partie en fusion du métal destiné à être coulé, tel que cela est décrit dans le brevet américain No 4.157.728. Cette coulée sera appelée ultérieurement coulée continue à chaud en chute directe avec application de gaz sous pression. La vitesse de solidification a varié entre 5 et 80 O C/seconde. La barre a été homogénéisée à une tem- pérature de 505 OC pendant 8 heures de manière à produire des échantil- lons de tests. Des échantillons en forme de coin, tels qu'ilssont montrés dans la figure 8A ont été découpés dans chacun des échantillons de tests. Ces échantillons en forme de coin ont été forgés à chaud à une température de 300, 400 et 450 OC, respectivement, de manière à déterminer le degré limite de travail auquel des fissures de forgeage sont générées sur les échantillons. Les échantillons en forme de coin ont été réalisés selon un procédé de test décrit dans la publication "Metal Plastic Working", (en japonais), Kenzo Kato, publiéepar Maruzen Co. Ltd. Selon ce procédé de test, un specimen présentant la forme d'un coin,tel qu'il est montré dans la figure 8A est placé sur un plateau 2 tel qu'il est montré dans la figure SB. Ensuite, l'échantillon en forme de coin 4 est frappé par un marteau 3 d'une demi-tonne. La limite de travail a été déterminée sur la base des fissures de l'échantillon 4 générées après l'opération de forgeage. Ce procédé est très approprié et fiable pour évaluer la forgeabilité d'un matériau. Les résultats du test sont montrés dans la figure 9. Les zones hachurées de la figure 9, au-dessus des lignes brisées j 2 4 72 6 18 - 26 - indiquent les valeurs de la température de forgeage et le ratio de réduc- tion de la forme de coin permettant le forgeage sans fissures. Il est apparent dans la figure 9 que le degré limite de travail augmente en fonction de la température de forgeage. Aussi, si la vitesse de solidi- fication est élevée, le degré limite de travail est élevé, et les fissures de forgeage apparaissent difficilement quelle que soit la température de forgeage. Particulièrement, le degré limite de travail est remarqua- blement augmenté lorsque la vitesse de solidification est augmentée à environ 25 'C/seconde. Ceci correspond à un changement brutal dans la structure à la vitesse de solidification d'environ 25 'C/seconde tel que cela a été décrit ci-dessus. De plus, dans le but d'évaluer la "travaillabilité" en général, incluant le travail à chaud, le forgeage et le laminage de barres coulées produites à différentes vitesses de solidification, le matériau de test a été soumis à un test de torsion à chaud, (cf. par exemple la publication "Light Metal", Horiuchu et al, (en japonais) volume 20 no 5) de manière à déterminer sa résistance à la déformation et sa déformabilité. Les résultats sont montrés dans la figure 10. Tel que cela ressort de cette figure, la variation de la ré- sistance à la déformation en fonction de l'augmentation de vitesse de solidification présente une chute brutale à environ 25 'C/seconde, et des variations de la dêformabilité en fonction de la vitesse de solidi- fication présentent un brusque accroissement pour une vitesse de soli- dification d'environ 25 'C/seconde. A la vue de ces résultats, il est clair que la "travaillabilité" des barres coulées selon la présente invention est excellente. EXEMPLE 3 Un alliage en fusion comprenant en poids 2,3 % de cuivre, 0,3 % de magnésium, 0,3 '- de silicium, 0,2 % de manganèse, 0,02 /e de titane, le reste consistant essentiellement en aluminium (cet alliage est appelé A), un alliage comprenant en poids 4,5 % de cuivre, 0,6 D de magnésium, 0,7 % de silicium, 0,6 % de manganèse, 0,01 % de titane, et le reste consistant essentiellement en aluminium (cet alliage est l'alliage B), et un alliage en fusion comprenant en poids 8,7 % de cuivre, 1,0,- de magnésium, 1,0 , de silicium, 0,7 Z de manganèse, 0,015 % de titane et de bore, le reste consistant essentiellement en aluminium (cet alliage est l'alliage C) ont été préparés séparément. Chacun de ces alliages en fusion a été fondu en une barre ronde présentant un diamètre de 62 mm au moyen du procédé de coulée continue à chaud en 2 4 72 6 1 8 - 27 - chute directe avec application de gaz sous pression à une vitesse de solidification variant entre environ 6 et 80 OC/seconde. L'alliage principal comprenant en poids 5 % de titane, 0,7 % de bore, le reste consistant essentiellement en aluminium a été ajouté à l'alliage C en fusion, de manière à incorporer le titane et le bore. Le DAS de chacune des barres rondes préparées ci-dessus est montré en figure 11. Tel que cela ressort de cette figure, les variations du DAS de chacun des alliages A, B et C, en fonction de l'augmentation de la vitesse de solidification, présentent une décroissance remarquable jus- qu'à une vitesse de solidification d'environ 25 'C/seconde, et le DAS présente une valeur sensiblement constante d'environ 6 microns pour une vitesse de solidification supérieure à 25 OC/seconde qui est la vitesse de solidification critique. Ceci indique clairement qu'une vitesse de solidification de 25 OC/seconde est significative pour la fine structure de l'alliage de la série standard M 2000 selon la pré- sente invention, c'est-à-dire que 25 OC/seconde est la vitesse de soli- dification critique à laquelle la structure d'un tel alliage devient fine. En plus, comme exemple représentatif des trois alliages men- tionnés ci-dessus, l'alliage B a été coulé à différentes vitesses de solidification en barres, et la résistance à la traction et l'élongation de ces barres ont été mesurées. Les résultats sont montrés dans la figure 12. Cette figure prise en considération avec la figure 11 confir- me qui à la fois la résistance à la traction et l'élongation augmentent avec l'augmentation des valeurs du DAS. Particulièrement, l'augmentation de l'élongation est remarquable. De plus, les barres coulées produites à partir de l'alliage B à différentes vitesses de solidification ont été soumises au test de choc et au test de tassement. Les résultats sont montrés dans la figure 13. Cette figure confirme qu'à la vitesse de solidification de 25 'C/seconde il se produit une augmentation remarquable des propriétés mécaniques, c'est-à-dire la résistance aux chocs et la réduction de surface. EXEMPLE 4 Lot No 4 (selon l'invention) Un alliage en fusion comprenant en poids 4,0 % de cuivre, 0,2 - de silicium, 0,6 - de magnésium, 0,6 '; de manganèse, 0,01 ' de titane, le reste consistant essentiellement en aluminium a été préparé. 2 472 6 18 - 28 - et coulé en une barre ronde présentant un diamètre de 35 mm. La coulée a été réalisée par coulée continue à chaud en chute directe, avec appli- cation de gaz sous pression, et la vitesse de solidification a été de 30 'C/seconde. La barre a été forgée en bielle par un procédé con- ventionnel de forgeage à chaud. La bielle a été traitée à chaud à une température de 505 OC pendant 2 heures, et ensuite refroidie à l'eau, comme traitement de dissolution. Ensuite, la bielle a été vieillie à température ambiante (traitement T4) pendant 2 jours. Le matériau résultant en forme de bielle a été soumis à un test de fatigue. Lot No 5 (de contrôle) Un alliage en fusion présentant la même composition que celle du lot No 4 a été coulé selon un procédé conventionnel de coulée en coquille. La barre coulée obtenue a été extrudée, avec un ratio d'extru- sion de 40, de manière à produire une barre extrudée présentant un dia- mètre de 35 mm. La barre extrudée a été forgée à chaud, a subi un trai- tement de dissolution, et a été soumise à un traitement de T4 succes- sivement, dans les mêmes conditions que celles décrites relativement au lot No 4. Un test de fatigue a été réalisé sur la barre résultante. Les résultats de ces tests de fatigue réalisés sur les lots Nos 4 et 5 sont montrés dans la figure 14. Etant donné que les niveaux de tension dans la bielle ont varié localement à l'intérieur de celle-ci, l'axe des ordonnées de la figure 14 n'indique pas la tension mais la charge de test. Il est clair, à partir de la figure 14, que le matériau forgé produit à partir du lot No 4 présente une résistance à. la fatigue re- marquible, comparé au matériau forgé produit àfpartir du lot No 5. La supériorité du matériau du lot No 4 sur le matériau du lot No 5 est probablement dûeaux raisons suivantes. Le matériau du lot No 5 soumis au forgeage est un matériau extrudé présentant une texture fibreuse qui s'est développée pendant l'extrusion, et la texture fibreuse est cassée pendant le forgeage, ce qui fait que le produit forgé ne peut pas présenter une texture fibreuse normale, alors que le matériau du lot No 4 soumis au forgeage est une barre coulée présentant une struc- ture interne homogène et des propriétés macroscopiquement isotropiques, ce qui fait qu'une structure fibreuse normale est formée quelle que soit la direction de la force de forçage appliquée pour la production de la bielle. EXEMPLE 5 Lot No 6 (selon l'invention) 24 72618 - 29 - Un alliage d'aluminium fondu comprenant en poids 3,0 % de magnésium, 0,25 % de chrome, 0,18 % de fer, 0,15 % de silicium, 0,01 % de titane, le reste consistant essentiellement en aluminium, a été préparé, et a été fondu en une barre ronde présentant un diamètre de 62 mm. La coulée a été réalisée selon le procédé de coulée continue à chaud en chute directe, avec application de gaz sous pression, et la vitesse de solidification a été de 15 'C/seconde. Lot No 7 (de contrôle) Les mêmes opérations que celles décrites relativement au lot No 6 ont été renouvelées, sauf que la vitesse de solidification a été de 0,10 OC/seconde.. Lot No 8 (de contrôle) Les mêmes opérations que celles décrites relativement au lot No 6 ont été renouvelées, sauf que la vitesse de solidification a été de 3 OC/seconde. Dans chacune des barres rondes obtenues à partir des lots Nos 6, 7 et 8, des échantillons ont été découpés dans une direction longitudinale des barres, à des distances variables de la périphérie extérieure.Chacun de ces échantillons a été homogénéisé à une température de 525 0C pendant 6 heures. Ensuite, la résistance à la traction et l'élongation des échantillons a été déterminée à température ambiante. Les résultats sont montrés dans la figure 15. Dans cette figure, les symboles "X" sont relatifs à l'échantillon du lot No 6 (15 OC/seconde), les symboles "3 ". sont relatifs à l'échantillon du lot No 7 (0,10 OC/seconde), et les symboles "0" sont relatifs au specimen du lot No 8 (3 OC/seconde). Tel que cela ressort de la figure , dans le cas des vitesses de solidification de 0,10 0C/seconde et de 3 'C/seconde, une dispersion considérable de la résistance à la traction et de l'élongation est observée, entre la périphérie extérieure et les parties centrales. Dans le cas o la vitesse de solidification est de 15 OC/seconde, il y a une petite dispersion à la fois de la résistance à la traction et de l'élongation entre la périphérie exté- rieure et les zones centrales. Ceci montre des propriétés sensiblement uniformes de la barre coulée depuis la périphérie extérieure jusque dans les zones centrales. Aussi, le DAS, la taille des particules de seconde phase et le ratio de concentration a/b de la barre coulée obtenue à partir des lots Nos 6, 7 et 8 ont été déterminés. Ces résul- tats sont montrés dans le tableau 2. 2 472 618 - 30 - TABLEAU 2 Vitesse de DAS Dimensions des Ratio de con- solidification particules de centration seconde phase a/b 'C/sec. k&m F m % Lot No 7 0,10 35 20 38 Lot No 8 3 22 14 52 Lot No 6 15 13 7 73 Tel que cela ressort du tableau 2, dans le cas d'une vitesse de solidification de 15 OC/seconde, à la fois le DAS et les particules de seconde phase présentent une petite dimenion, et le ratio de concen- tration a/b est élevé, alors que dans le cas des vitesses de solidifica- tion de 0,10 'C/seconde et de 3 OC/seconde, à la fois le DAS et les par- ticules de seconde phase sont significativement importants, et le ratio de concentration a/b est faible. A la vue de ces résultats et des résul- tats de tests montrés dans la figure 14, il est clair que ces facteurs de structure ont une grande influence sur la résistance à la traction et sur l'élongation de la barre. EXEMPLE 6 Un alliage en fusion comprenant en poids 5,8 % de magnésium, 0,20 % de chrome, 0,20 % de manganèse, 0,13 % à la fois de titane et de bore, le reste consistant essentiellement en aluminium a été préparé et a été coulé en une barre ronde présentant un diamètre de 78 mm. La coulée a été réalisée selon un procédé de coulée continue à chaud en chute directe avec application de gaz sous pression, et la vitesse de solidification a varié ainsi que cela est montré dans la figure 16. La barre coulée résultante a été homogénéisée à une tempé- rature de 530 OC en 8 heures de manière à produire des échantillons de tests. Un échantillon en forme de coin tel qu'il est montré dans la figure 8A a été découpé dans chaque échantillon de test. Les échan- tillons en forme de coin ont été soumis à une opération de forgeage à chaud à une température de 300, 400 et 450 OC, respectivement, de manière à déterminer le degré limite de travail auquel les fissures de forgeage apparaissent sur les échantillons. Les résultats sont montrés dans la figure 16. Dans cette figure, les zones hachurées au-dessus des 2 4 72 6 1 8 - 31 - lignes brisées indiquent les niveaux du degré de travail, au-delà du- quel les fissures de forgeage apparaissent. Tel que cela ressort de cette figure, le degré limite de travail augmente avec la température de forgeage. Aussi, à tous les niveaux des températures de forgeage lorsque la vitesse de solidification est augmentée, le degré limite de travail est augmenté, et il est peu probable que des fissures de forgeage apparaissent. Particulièrement, des variations du degré limite de travail en fonction de l'augmentation de la vitesse de solidification présentent un accroissement remarquable pour une vitesse de solidifica- 1È tion d'environ 15 'C/seconde. Ceci correspond à un changement brutal dans la structure de la barre coulée à une vitesse de solidification d'environ 15 0C/seconde, telle que cela a été décrit ci-dessus. De plus, dans le but d'évaluer la "travaillabilité" pour des travaux généralement à chaud, incluant le laminage et le forgeage, de chacun des échantillons de test produits à différentes vitesses de so- lidification, les échantillons de test ont été soumis à un test de torsion à chaud dans les mêmes conditions que celles utilisées dans l'exemple 2 de manière à déterminer leur résistance à la déformation. et leur déformabilité. Les résultats sont montrés dans la figure 17. Tel que cela ressort de cette figure, les variations de la résistance à la déformation en fonction de l'augmentation de la vitesse de solidi- fication présentent une diminution remarquable pour une vitesse de so- lidification d'environ 15 'C/seconde, et les variations de la déforma- bilité en fonction de l'augmentation de la vitesse de solidification presertent un accroissement très net pour une vitesse de solidification d'environ 15 OC/seconde. A la vue de ces résultats, il est clair que la barre coulée selon la présente invention présente une "travaillabilité" excellente. EXEMPLE 7 Un alliage en fusion comprenant en poids 2,3 ' de magnésium, 0,15 Z de chrome, 0,20 % de manganèse, 0,015 c! de titane, le reste consis- tant essentiellement en aluminium (cet alliage sera appelé alliage D), un alliage en fusion comprenant en poids 3,5 ç, de magnésium, 0,25 " de chrome, 0,15 '- de manganèse, 0,012 Z, de titane, le reste consistant essentiellement en aluminium (cet alliage sera appelé alliage E), et un alliage en fusion comprenant en poids 5,8 ' de magnésium, 0,30: de chrome, 0,01 - de manganèse, 0,015 Z à la fois de titane et de bore, le reste consistant essentiellement en aluminium (cet alliage sera appe- 247 2 618 - 32 - lé alliage F) ont été préparés séparément. Chacun de ces alliages en fusion a été coulé en une barre ronde présentant un diamètre de 53 mm. Les coulées ont été réalisées selon un procédé de coulée continue à chaud en chute directe, avec application de gaz sous pression, et la vitesse de solidification a été variable, tel que cela est montré dans la figure 18. Dans la préparation de l'alliage F, l'addition de titane et de bore à l'alliage en fusion a été réalisé en utilisant un alliage principal comprenant en poids 5 % de titane, 0,4 % de bore, le reste consistant essentiellement en de l'aluminium. Le DAS de chacune des barres coulées préparées ci-dessus a été déterminé. Les résultats sont montrés dans la figure 18. Tel que cela ressort clairement de cette figure, les variations du DAS des alliages D, E, et F. en fonction de l'accroissement de vitesse de solidification présentent une diminution pour une vitesse de solidifi- cation d'approximativement 15 O C/seconde, et le DAS présente une valeur sensiblement constante pour des vitesses de solidification supérieures à 15 'C/seconde qui est, pour cette raison, la vitesse de solidification critique. Ceci indique clairement qu'une vitesse de solidification de 'C/seconde est significative pour obtenir une fine structure d'alliage de la série standard M 5000, c'est-à-dire que 15 OC/seconde est la vitesse de solidification critique à laquelle la structure d'un tel alliage devient fine. De plus, l'alliage en fusion E a été coulé en des barres à différentes vitesses de solidification, et la résistance à la traction et l'élongation des barres ont été mesurés. Les résultats sont montrés dans la figure 19. Cette figure, prise en considération avec-la figure 18, montre que, à la fois la résistance à la traction et l'élongation s'accroissent en correspondance avec l'augmentation des valeurs du DAS. Particulièrement, l'augmentation de l'élongation est tout à fait remar- quable. De plus, les barres coulées produites à partir de l'alliage E à différentes vitesses de solidification ont été soumises à un test de choc et à un test de tassement. Les résultats sont montrés dans la figure 20. Cette figure confirme qu'une vitesse de solidification de 15 'C/secondeprovoque une augmentation remarquable des propriétés mécaniques, c'est-à-dire la valeur de chocs et la réduction de surface. EXEIIPLE 8 La forgeabilité des alliages de la sériestandard AA 5000 en fonction de leur structure et de leur composition, selon la présente 2 4726 18 - 33 - invention vont être maintenant illustrées. Dix alliages en fusion du type Ai-Si-Mg et du type Al-Cu-Si-Mg selon la présente invention, ont été préparés séparément. Ces dix types d'alliages seront appelés G, HI, I, J, K, L, M, N, O et P, respective- ment. Chacun de ces alliages en fusion a été coulé en une billette de petit diamètre, présentant un diamètre de 5Omm selon un procédé de coulée semi-continue, à une vitesse de solidification de 26 à 30 0C/secon- de; les billettes résultantes présentent un DAS de l'ordre de 8 à 14 microns, et un DAS moyen de 12 microns. Egalement, les billettes présen- tent un diamètre moyen des grains de 120 microns. Dans le but d'établir une comparaison avec les alliages de la série standard AA 5000, trois alliages en fusion AA 2014, 2017 et 4032 qui sont utilisés d'une manière courante, ont été soumis à une coulée semi-continue conventionnelle, de manière à produire des billettes pré- sentant un diamètre de 8 pouces. Ces billettes ont été homogénéisées, et ensuite-extrudées en barres présentant un diamètre de 30 mm. Les barres extrudées ont été utilisées en tant que matériau de départ pour le forgeage. Chacune de ces billettes et des barres extrudées a été usinée de manière à fabriquer des échantillons en forme de colin tels qu'ils sont montrés dans la figure 8A. Les résultats sont montrés dans le ta- bleau 3, en même temps que les compositions d'alliage et le pourcentage d 'étendue des particules de seconde phase. Les échantillons ont été forges à une température de 200 'C. Le pourcentage d 'étendue des particules de seconde phase a été déterminé selon une méthode d'intégration de voltage, en utilisant un analyseur de zones. Le tableau 3 montre clairement que les barres coulées de la présente invention présentent un degré limite de travail semblable ou supérieur à ceux des barres extrudées des alliages de contrôle, et également présentent une excellente forgeabilité. Egalement, le tableau 3 montre que la forgeabilité des barres coulées selon la pré- sente invention est améliorée par diminution du pourcentage de l'éten- due des particules de seconde phase. - 34 - TABLEAU 3 Note: Q 2014, R: 2017, S: 4032 EXEMPLE 9 Des alliages en fusion de quatre types parmi les alliages de la série standard AA 5000 selon la présente invention ont été coulés en quatre billettes présentant un DAS différent pour chacune d'entre elles, par un procédé de coulée semi-continue à différentes vitesses de solidification. Le degré limite de travail de ces billettes a été déter- miné par la même méthode que celle décrite relativement à l'exemple 1. Des alliages en fusion de six types parmi les alliages de contrôle in- cluant un hyper-eutectique du type Al-Si-Cu-Mg, ont été coulés en six billettes présentant un DAS différent pour chacun d'entre eux, par une coulée semi-continue, à différentes vitesses de solidification. Le de- gré limite de travail de ces six billettes a été déterminé de la même Pourcentage Composition (% en poids) d'étendue des Degré Alliage particules de limite Si V Mn Be Cr Zr seconde phase de tra- Si Cu Mg Ti ( mv Be Cr(% M vail inventio G 2,0 - 1,3 0,015 - - - 0,2 0,2 6,8 85 H 6,0 - 0,9 0,015 - - - - - 12,5 83 I 8,0 - 1,0 0,02 - - - - 0,2 14,5 79 J 11,7 - 1,3 0,02 - - - - - 21,7 70 K 2,0 5,0 0,9 0,015 - - - - - 12,5 84 L 4,0 4,5 1,0 - - - - - - 17,3 83 M 6,0 3,0 1,0 0,015 - - - - - 19,3 72 N 10,0 2,0 0,7 0,015 - - - - 0,2 20,1 76 0 11,5 2,0 0,9 0,015 - - - - - 23,2 70 P 11,5 2,0 0,9 0,015 - - - 0,3 0,2 24,7 68 Contrôle Q 0,6 4,5 0,6 0,01 - - 0,8 - - 5,2 69 R 0,4 4,0 0,5 0,01 - - 0,8 - - 4,7 83 S 12,0 0,9 1,0 0,01 - Ni= 1,0 - - 23,8 32 - 35 - manière. La vitesse de solidification des alliages T, U, V et W a été de 30 'C/seconde, celle des alliages X et Y a été de 27 OC/seconde, et celle des alliages Z, AA, AB et AC a été comprise entre 8 et 10 OC/ seconde. Tel que cela ressort du tableau 4, la forgeabilité est faible, lorsque les billettes d'alliage présentent un pourcentage d'étendue des particules de seconde phase supérieur à 25 % ou lorsque les bil- lettes des alliages présentent un DAS supérieur à 20 microns. Aussi, bien que les alliages X et Y, présentant une composition non conforme à l'invention, aient été coulés à des vitesses de solidification con- formes à la présente invention, les billettes résultantes présentent un pourcentage d'étendue de particules de seconde phase supérieur à 25 %, et de ce fait une forgeabilité extrêmement faible. en TABLEAU 4 c,, *- o cai Pourcentage.. Composition (%/.en poids) d'Potendue des Degré particules de limite Alliage Si Qc Mg Ti V An Be Cr Zr soconde phase DAS de travail I.. ... .., pm.... invention T 6,0 - 0,9 0,015 - 0,2 - 0,2 0,2 13,0 12 82 U 11,7 - 1,3 0,015 0,4 - - - - 22,0 12 71 V 4,0 4,5 1,2 0,02 - - - 0,2 - 18,0 13 81 W 11,5 4,0 1,0 0,02 - - - 0,2 - 24,0 15 70 contr6le. X 14,0 3,0 1,0 0,02 - - - - - 26,5 12 49 Y 18,0 4,5 0,5 0,02 - 0,1 - - - 34,5 13 35 Z 6,0 - 0,9 0,015 - 0,2 - 0,2 0,2 13,5 22 48 PA 11,7 - 1,3 0,015 0,4 - - - - 22,3 25 31 AB 11,5 4,0 1,0 0,02 - - - 0,2 - 24,.5 24 32 AC 18,0 4,5 0,5 0,02 - 0,1 - - - 35,2 21 27 I -Jq a%' 2 4 72 6 1 8 - 37 - EXEMPLE 10 La taille des particules de seconde phase incluant les cris- * taux primaires de silicium de l'alliage correspondant à l'alliage W décrit dans le tableau 4 a été modifiée par addition de phosphore, en tant qu'agent d'affinage, dans une proportion de 0,1 à 30 ppm à l'allia- ge, et en faisant varier la vitesse de solidification pendant l'opération de coulée de l'alliage. La figure 21 montre comment la forgeabilité est influencée par cette taille. La forgeabilité est indiquée en fonction du degré limite de travail à une température de forgeage variant entre 200 et 400 OC. Relativement à la figure 21, il doit être compris que, lorsque la taille des particules de seconde phase excède 50 microns, la forgeabilité du lingot d'alliage est considérablement faible. La taille des particules de seconde phase a, pour cette raison, une grande influence sur la forgeabilité. EXEMPLE 11 Dans cet exemple, la résistance à l'usure de l'alliage selon la présente invention va être débattue. Avant d'entrer dans les détails de l'expérimentation, des généralités sur la résistance à l'usure d'un alliage d'aluminium vont être énoncées. Il est connu qu'un alliage d'alu- minium contenant une grande proportion de silicium présente une grande résistance à l'usure mais une "travaillabilité" inférieure. Un exemple d'un tel alliage est l'alliage A 390, comprenant en poids 18 % de sili- cium, 4,5% de cuivre, 0,5 % de magnésium, 0,1 % de manganèse, 0,02 % de titane, le reste consistant essentiellement en aluminium. La "travaillabilité" inférieure de l'alliage d'aluminium résis- tant à l'usure, connue jusqu'à présent coîncide avec les résultats don- nés dans le tableau 4. En effet, ces alliages tombant dans le domaine des compositions, les alliages A 390 sont indiqués dans le tableau 4 en tant qu'alliages Y et AC présentant tous les deux une forgeabilité remarquablement inférieure. D'après l'opinion des inventeurs, la raison est que la quantité précipitée des cristaux primaires de silicium est trop importante pour donner à l'alliage un ratio d 'étendue des particules. de seconde phase suffisamment faible. Maintenant, en se référant au tableau 5, des alliages, coulés par un procédé de coulée continue à une température de solidification de 30 'C/seconde et ensuite soumis à un test de résistance à l'usure sont montrés. Les barres de coulée résultantes présentent un DAS de 13 microns, un ratio d'étendue des particules de seconde phase de 18 % i -- 247 2 618 - 38 - et un diamètre moyen des grains de cristaux (oL- AI) de 120 microns. Les échantillons des alliages de comparaisons AC-8A et 99,7 % Al ont été pris à partir du moule permanent en forme de fond de bateau JIS H et un échantillon de l'alliage 4032 a été pris dans unebillette présentant un diamètre de 150 mm. L'échantillon 99,7 % Al a été testé brut de coulée, alors que les échantillons AC-8A ont subi un traitement de dissolution à une température de 500 C pendant 6 heures, et puis ont été refroidis dans l'eau chaude à une température de 60 C, et, finalement *illis à une température de 160 C pendant 8 heures de manière à pro- duire des matériaux T6. La résistance à l'usure des échantillons mentionnés ci-dessus a été déterminée sans lubrification, en utilisant une machine de test d'usure rapide du type Ogoshi. Les résultats sont montrés dans la figure 22. D'après cette figure, il est clair que les alliages selon la présente inventionprésententune résistance à l'usure bien plus supérieure que les alliages conventionnels résistant à l'usure. EXEMPLE 12 Dans cet exemple, les barres coulees d'alliage présentant la composition donnée dans le tableau 5 ont été soumises à une machine de tests de résistance de traction à une température comprise entre la température ambiante et 400 C. TABLEAU 5 Note.... AG: AC-8A, (JIS H 5202-1971) AH: 4032 Les résultats du testderésistance à la traction pour les aiiages du tableau 5 sont montrés dans la figure 23. Tel que cela ressort de cette Composition (% en poids) Alliage Si Cu Mg Ni Ti V Mn Be Cr Zr Inven- AD 11,7 - 1,3 - 0,02 - 0,2 0,2 0,2 tion AE 11,5 4,0 1,0 - 0,02 - - - - - AF 8,0 5,0 1,0 - 0,02 - - - - - ompa- AG 12,0 1,2 1,0 2,0 0,1 - 0,2 0004 - - aison AH 12,0 0,9 1,0 1,0 0,01 - - - - - AI 99,7 % Al i li i 2 472 6 1 8 - 39 - figure, le présent alliage (AD) présente une résistance à la traction dépassant 45 kg/mm2 à la température ambiante, et, de plus, présente une résistance à la traction bien supérieure à température élevée que l'alliage 4032 qui est un alliage typiquement résistant à la chaleur pour les forgeages. De cette manière, l'alliage selon la présente inven- tion est également excellent sur le plan de la résistance à la traction. EXEMPLE 13 Un alliage d'aluminium en fusion comprenant en poids 4,0 S de cuivre, 0,6 % de magnésium, 0,3 % de silicium, 0,6 % de manganèse, 0,02 % de titane, le reste consistant essentiellement en de l'aluminium a été préparé, et l'alliage en fusion a été coulé en une barre fonde présentant un diamètre de 53 mm. La coulée a été réalisée par un procédé de coulée continue à chaud en chute directe, avec application de gaz sous pression, et la vitesse de solidification a été de 30 OC/seconde. Dans le but d'établir une comparaison, une barre ronde présentant un diamètre de 53 mm a été réalisée selon les mêmes opérations que celles décrites ci-dessus, sauf que le gaz sous pression n'a pas été appliqué sur la partie en fusion de l'alliage. L'existence ou l'absence d'application de gaz sous pression provoque un changement à la surface des barres coulées. L'influence de la surface sur la forgeabilité a été examinée selon la méthode illustrée par les figures 24A, B et C. Une billette 11 présentant un diamètre de 53 mm, et une longueur de 140 mm a été soumise à un tassage au moyen d'un marteau 10, ensuite, la surface libre a été examinée de manière à déterminer si des fissuresse sont formées ou non. Dans le cas o il n'y a pas application d'un gaz sous pression, la barre coulée résultante présente une surface polie, ou une surface en cloche, et tend à générer des fissures au niveau de la surface extérieure du lingot dans la pre- mière et dans la seconde phases montrées dans les figures 24A et 24B. Une inspection microscopique de la structure de cette barre coulée indique que des défauts tels que des craqures, des piqûres et des souf- flures sont sporadiquement présentes au voisinage de la surface de la barre coulée. Ces défauts sont la cause d'entailles, qui causent des fissures pendant le forgeage. Contrairement à cela, dans le cas d'une application de gaz sous pression, la barre coulée résultante a une surface lisse et ne tend pas à se fissurer pendant les trois étapes montrées dans les figures 24A à 24C. Dans ce cas, le forgeage peut être réalisé sans défauts de surface. 2 472 61 8 - 40 - Naturellement, la description de l'invention qui vient d'être faite n'est donnée qu'à titre indicatif, et l'on pourrait adopter d'au- tres mises en oeuvre de la présente invention sans pour autant sortir du cadre de celle-ci. 2 472618 - 41 - REVENDICATIONS 1. Barre coulée en alliage à base d'aluminium pour produits travaillés, présentant une résistance élevée à la traction, aux chocs et à la fatigue, caractérisée par le fait qu'elle comprend en poids de 2,0 à 9,0 le, de cuivre, de 0,2 à 1,2 % de magnésium, de 0,2 à 1,2 % 3 de silicium, de 0,2 à 0,8 % de manganèse, le reste consistant en de l'alu- minium et des impuretés inévitables, et que le DAS, c'est-à-dire l'espa- cement des dents de la dendrite seconde, n'est pas supérieur à 15 microns, le diamètre des grains n'est pas supérieur à 80 microns, et les particules de seconde phase comprenant les composés intermétalliques présentent une taille qui n'est pas supérieure à 10 microns. 2. Barre coulée en alliage à base d'aluminium pour produits travaillés, présentant une résistance élevée à la traction, aux chocs et à la fatigue, caractérisée par le fait qu'elle comprend en poids de 2,0 à 9,0 % de cuivre, de 0,2 à 1,2 % de magnésium, de 0,2 à 1,2 %/0 de silicium, de 0,2 à 0,8 % de manganèse, le reste consistant en de l'aluminium et des impuretés inévitables, et que le ratio de la concen- tration (a) des composés dissouts dans la matrice à l'intérieur des grains de cristaux sur la concentration (b) des composes dissouts dans la p:ri^,érie de grains, c'est-à-dire a/b, n'est pas inférieur à 0,70. 3. Barre coulée en alliage à base d'aluminium pour produits travaillés, présentant une grande résistance à la traction, aux chocs et à la fatigue, caractérisée par le fait qu'elle comprend en poids de 2,0 à 6,0 % de magnésium, de 0,03 à 0,3 % de chrome, et que le diamètre des grains n'est pas supérieur à 80 microns, le DAS n'est pas supérieur à 13 microns, et la taille des particules de seconde phase n'est pas supérieure à 10 microns. 4. Barre coulée selon la revendication 3, caractérisée par le fait que l'alliage à base d'aluminium comprend par ailleurs au moins l'un des composés choisis parmi le groupe consistant en du titane dans une proportion en poids de0,005 à 0,2 Z,,, du titane et du bore dans une proportion globale en poids qui n'est pas supérieure à 0,2 %, du man- ganèse dans une proportion de 0,5 % en poids, du zirconium dans une proportion qui n'est pas supérieure à 0,3 /la en poids, et de l'étain dans une proportion qui n'est pas supérieure à 0,5 ii en poids. 5. Barre coulée en alliage à base d'aluminium pour produits travaillés, présentant une résistance élevée à la traction, aux chocs 2 472618 - 42 - et à la fatigue, caractérisée par le fait qu'elle comprend en poids de 2, 0 à 6,0 % de magnésium, de 0,03 à 0,3 % de chrome, et que le ratio de la concentration (a) des composés dissouts dans la matrice à l'in- térieur des grains de cristaux sur la concentration (b) des composés dissouts dans la périphérie des grains, c'est-à-dire a/b, n'est pas inférieur à 0,70. 6. *Barre coulée selon la revendication 4. ou 5, caractérisée par le fait que l'alliage comprend par ailleurs au moins l'un des composés choisis parmi le groupe consistant en du titane, dans une proportion en poids deO,005à 0,2 7J, du manganèse dans une pro- portion en poids qui n'est pas inférieure à 0,5 %, du zirconium dans une proportion en poids qui n'est pas inférieure à 0,3 %, et de l'étain dans une proportion qui n'est pas inférieure à 0,5 %. 7. Barre coulée selon la revendication 6, caractérisée par le fait que le titane est partiellement remplacé par du bore, de manière à ce que la proportion totale de titane et de bore ne soit pas supérieure à 0,2 50. 8. Barre coulée en alliage à base d'aluminium pour des forgea- ges, présentant une excellente "travaillabilité", et des résistances à l'usure et à la chaleur excellentes, caractérisée par le fait qu'elle comprend en poids de 4,0 à 12,0 % de silicium, de 0,6 à 1,3 ô de magné- sium, et qu'elle présente une fine structure de coulée, dans laquelle les cristaux primaires ont une dimension qui n'est pas supérieure à microns, de préférence pas supérieure à 25 microns, les composés intermétalliques des particules de seconde phase ont une taille qui n'est pas supérieure à 15 microns, et le DAS n'est pas supérieur à 20 microns. 9. Barre coulée selon la revendication 8, caractérisée par le fait que l'alliage d'aluminium comprend par ailleurs au moins l'un des composés choisis parmi le groupe consistant en du titane, dans une pro- portion en poids de 0,05 à 0,2 %, du vanadium dans une proportion en poids de 0,02 à 0,2 %, du lithium dans une proportion en poids de 0,01 à 0,1 -%, du beryllium dans une proportion en poids de 0,001 à 0.05 en poids, du chrome dans une proportion en poids de 0,1 à 0,5 1, et du zirconium dans une.proportion en poids de 0,02 à 0,2 o avec la condition que la somme des proportions de ces composés ne soit pas supérieure È 1,2 _ en poids. 10. Barre coulée en alliage à base d'aluminium pour des for- geages, presentant une excellente "travaillabilité", des résistances 2 4726 18 - 43 - excellentes à l'usure et à la chaleur, caractérisée par le fait qu'elle comprend en poids de 2 à 12 %,, de silicium, de 1,5 à 5 '% de cuivre, de 0,8 à 1,3 % de magnésium, et qu'elle présente une fine structure de coulée, dans laquelle les cristaux primaires présentent une taille qui n'est pas supérieure à 50 microns, de préférence pas supérieure à 25 microns, les composés intermétalliques ont une taille qui n'est pas supé- rieure à 15 microns, et le DAS n'est pas supérieur à 20 microns. 11. Barre coulée selon la revendication 10, caractérisée par le fait que l'alliage à base d'aluminium comprend par ailleurs au moins l'un des composés choisis parmi le groupe consistant en du titane, dans une proportion en poids de 0,05 à 0,2 %, du vanadium dans une proportion en poids de 0,02 à 0,2 %,, du lithium dans une proportion en poids de 0,01 à 0,1 %, du beryllium dans une proportion en poids de 0,001 à 0,5 ';, du chrome dans une proportion en poids de 0,1 à 0,05%, et du zirconium dans une proportion en poids de 0,02 à 0,2 l', avec la condition que la somme des proportions de ces composés ne soit pas supérieure à 1,2,;. 12. Barre coulée selon la revendication 8 ou 11, caractérisée par le fait que l'espace occupé par les particules de seconde phase comprenant les cristaux primaires et les composés intermétalliques n'excè- dent pas 25 % dans aucune des régions d'une section examinée de la barre coulée. 13. Barre coulée selon l'une quelconque des revendications 1 à 11, caractérisée par le fait qu'elle est apte à être usinée après avoir été soumise ou non à un traitement thermique. 14. Barre coulée selon l'une quelconque des revendications 1 à 11, caractérisée par le fait qu'elle présente un diamètre qui n'est pas supérieur à 100 mm. 15. Barre coulée selon la revendication 14, caractérisée par le fait qu'elle présente un diamètre de 5 à 70 mm. 16. Procédé de fabrication d'une barre coulée en alliage à base d'aluminium qui comprend en poids de 2,0 à 9,0 Z de cuivre, de 0,2 à 1,2 'd de magnésium, de 0,2 à 1,2 % de silicium, de 0,2 à 0,8t de manganèse, caractérisé par le fait que l'on prépare une composition d'alliage en fusion, et que l'on coule en continu l'alliage en fusion à une vitesse de solidification qui n'est pas inférieure à 25 -C/secon- de. 17. Procédé selon la revendication 16, caractérisé par le fait 2 4726 18 - 44 - que-l'on soumet la barre coulée à un traitement thermique d'homogénéisa- tion à une température de 450 à 530 0C pendant une période de 0,5 à 20 heures. 18. Procédé de production d'une barre coulée d'un alliage à base d'aluminium pour des forgeages, comprenant en poids de 2,0 à 6,0 % de magnésium, de 0,03 à 0,3 % de chrome, caractérisé par le fait que l'on prépare une composition d'alliage en fusion et que l'on coule en continu l'alliage en fusion à une température de solidification qui n'est pas inférieure à 15-0C/seconde. 19. Procédé selon la revendication 18, caractérisé par le fait que l'on soumet la barre à un traitement thermique d'homogénéisation à -une température de 450 à 580 OC pendant une période de 1 à 24 heures. 20. Procédé de production d'une barre coulée en alliage à base d'aluminium pour forgeages comprenant en poids de 4,0 à 12,0 ' de silicium, de 0,6 à 1,3 de magnésium, caractérisé par le fait que l'on prépare une composition d'alliage en fusion, que l'on coule en continu l'alliage en fusion à une vitesse de solidification qui n'est pas infé- rieure à 25 OC/seconde. 21. Procédé de production d'une barre coulée en alliage à base d'aluminium pour des forgeages, présentant une excellente "travail- labilité", et des résistances à l'usure et à la chaleur excellentes, comprenant en poids de 2 à 12 % de silicium, de 1,5 à 5,0% de cuivre, de 0M8 à 1,3 o de magnésium, caractérisé par le fait que l'on prépare une composition de l'alliage en fusion, que l'on coule en continu Val- liage en fusion à une vitesse de solidification qui n'est pas inférieure à 25 'C/seconde. 22. Procédé de production d'une barre coulée selon la reven- dication 19, caractérisé par le fait que l'on coule l'alliage en fusion à ure terneérature de solidification qui n'est pas inférieure à 35!/se- conde.