FR 2601040 A1 19880108 FR 8610028 A 19860707 ALLIAGE D'ALUMINIUM CHAUDRONNABLE ET SOUDABLE ET SON PROCEDE DE FABRICATION L'invention se rapporte à un alliage d'aluminium de chaudronnerie, soudable, contenant essentiellement du Si, du Mg et du Cu et à son procédé de fabrication. Les alliages de la série 6000 selon la nomenclature de l'Aluminium Association ont été développés essentiellement sous forme de profilés, bien que certains de ces alliages tels que le 6061 ou le 6082, se trouvent couramment sous forme de tôles ou bandes, destinées à l'emboutissage. Des alliages entrant dans cette famille ont été décrits dans les brevets français FR-A-.2 375 332 et FR-A-2 360 684. Czb aliages, moins charges en magnésium que les alliages 6000 classiques, peu éloignés de la stoéchiométrie Mg2Si, sont par contre beaucoup 15 plus riches en silicium. La demande de brevet FR 2 375 332 décrit un procédé dans lequel un alliage riche en Si est traité de façon à obtenir une fine précipitation sub-micronique (0,1 à 0,5 pm) de Si en sursaturation; cette taille 20 est intermédiaire entre les phases eutectiques présentes dans l'alliage et celle des phases durcissantes habituellement observées dans les alliages Al-Si-Mg-Cu. Cette précipitation de Si, si elle présente selon les auteurs un certain 25 nombre d'avantages, a également quelques inconvénients. En effet, les précipités au silicium trop importants réduisent les capacités de déformation du matériau et de plus la résistance à la corrosion de l'alliage dans ses conditions d'emploi est affaiblie par 30 leur présence. La demande de brevet français FR 2 360 684 décrit un alliage Al-SiMg-Cu contenant au moins l'un des éléments inhibiteurs de recristallisation du groupe Mn, Cr, Zr. Cependant, la présence de ces derniers éléments n'est pas favorable. Le Mn en particulier présente plusieurs inconvénients: il donne naissance à la solidification des composés intermétalliques à base de Fe, Mn, Si qui réduisent la capacité de déformation de l'allia5 ge et peuvent initier des décohésions et ruptures, lors des opérations de mise en forme; il augmente la vitesse critique de trempe et limite donc les possibilités de traitements thermiques pour les produits épais; il confère à l'alliage un comportement à la corrosion assez médiocre; 10. il n'est pas adapté aux homogénéisations de courte durée, telles que celles généralement obtenues dans des fours à passage. Le Cr et le Zr ont des effets similaires à ceux du Mn. Le problème qui se pose à l'homme de l'art est donc l'obtention d'un alliage A1-Si-Mg-Cu emboutissable et soudable, exempt des inconvénients signalés ci-dessus et qui présente des propriétés mécaniques satisfaisantes à l'état durci, une bonne aptitude à la déformation à froid à l'état trempé, une bonne résistance à la corrosion et ce à la suite d'un traite20 ment thermique simple, qui exclut la présence de toute précipitation de phase submicronique essentiellement constituée de Si. Selon l'invention, l'alliage comprend (en % en poids) des teneurs en Si et Mg définies par le trapèze de coordonnées: 25 Si Mg A) 0,5 0,1 B) 0,5 0,2 C) 1,3 0,5 D).1,3 0,1 Cu 0,1 - 0,5 Mn 0 - 0,2 Ti 0 - 0,1 Fe 0 - 0,35 autres chacun 260 1040 reste A1. Au-dessous des valeurs minimales des éléments principaux (Si, Mg, Cu) les caractéristiques mécaniques désirées à l'état traité ne sont pas atteintes. Pour Si > 1,3 % le traitement thermique de mise en solution complète est difficile à appliquer industriellement, comme cela sera exposé ci-après. Pour Mg > 0,5 %, des difficultés lors de la transformation à chaud apparaissent (fragilisation) et l'aptitude à l'emboutissage est réduite. On peut aussi observer que le rapport Si/Mg maximum. (c8té BC du trapèze) 15 reste égal ou supérieur à 2,6 environ de manière à limiter au maximum la précipitatol de Mg2Si er cours de solidification. Ainsi, les fines précipitations Mg2Si présentes dans l'alliage ne résultent que des traitements thermiques subis. Pour Cu > 0,5 %, la résistance à la corrosion ainsi que l'aptitude à l'emboutissage sont réduites. Les éléments secondaires sont limités pour les raisons suivantes: Connmme explicité ci-dessus, la présence de Mn n'est pas souhaitable; 25 cependant, elle a été admise jusqu'à 0,2 % maximum en raison des contaminations éventuelles en cet élément, dues au recyclage des déchets. Il est à noter que l'alliage ne comporte pas d'additions intentionnelles de Cr et/ou Zr. Le Ti associé au B contr8le, comme cela est connu, la finesse de la cristallisation primaire des produits bruts de coulée (plaques, bandes, billettes, etc...) et permet des homogénéisations et mises en solution plus courtes, en particulier en ce qui concerne le traitement des produits plats (t8les, bandes). Les teneurs efficaces sont Ti A' 0,65 0,2 B' 0,65 0,18 C' 0,95 0,28 D' 0,95 0,2 Cu = 0,10-0,25 Mn = 0-0,15 Ti = 0 - 0,1 Fe 0 - 0,3 autres chacun reste A1. La gamme de fabrication des alliages suivant l'invention comporte généralement la coulée continue ou semi-continue d'ébauches, une homogénéisa20 tion éventuelle, une transformation à chaud, une transformation A froid éventuelle, une mise en solution et un revenu. Cependant, pour obtenir de bonnes propriétés de l'alliage, en particulier une finesse de grain inférieure à 80 pm en moyenne, ces opérations 25 doivent être conduites dans des conditions assez étroites. Ainsi, pour limiter le temps de mise en solution ultérieure, il est préférable de bien homogénéiser l'alliage en évitant de le brûler par fusion des phases eutectiques. Une homogénéisation à haute température 30 entre 5500C et 570 C avec un temps de maintien de 6 A 24 h est souhaitable.L'homogénéisation est, de préférence précédée d'une montée lente en température. La transformation A chaud est effectuée par tout moyen connu (laminage, 35 filage, forgeage, etc...). Cependant, celle-ci doit ensuite être conduite de façon A éviter des recristallisations grossières en cours d'opération. Dans le cas des t8les et bandes, ces recristallisations à chaud grossières sont la source de lignes de déformations macroscopiques, visibles après emboutissage, donc rédhibitoires pour cette application. De ce fait, la température de fin de transformation A chaud, pour éviter ces recristallisations, doit être impérativement entre 270 et-340 C. Après transformation à froid éventuelle l'alliage est mis en solution complète. Celle-ci a lieu dans le domaine de température compris entre 10 540 et 580 C, de préférence entre 550 et 570 C, en visant la température de 560 C. Compte tenu de l'absence volontaire d'éléments inhibiteurs de recristallisation (Mn,Cr,Zr), la montée en température avant mise en 15 solution doit être rapide (V > 10 C/sec) et la mise en solution de préférere exécutée soie dans un four à passage, soit dans un four de traitement t8le à t8le. Le temps de traitement varie de quelques secondes à quelques minutes, 20 sans pouvoir dépasser une heure. Les tôles et bandes ainsi obtenues présentent une bonne isotropie et une grosseur de grain moyenne ne dépassant pas 60 pm. La trempe doit être rapide et dépend de l'épaisseur du produit. Pour 25 les t8les et bandes, elle est généralement effectuée à l'air calme ou pulsé. Après les opérations de mise en forme à froid telles que emboutissage, pliage, cintrage etc.. et/ou d'assemblage telle que le soudage, les 30 pièces subissent un revenu de durcissement, dans les conditions habituelles; le durcissement est dû à la précipitation de la phase Mg2Si et de phases complexes AlCuMg, AlCuMg Si. Le revenu est typiquement effectué entre 8 à 12 h vers 165 C. Il est à remarquer que dans certains cas, la cuisson de revêtements de surface tels que des vernis, bien que plus courte, réalise ipso facto ce traitement. L'invention sera mieux comprise à l'aide des exemples suivants illustrés par la figure 1 qui représente le domaine de composition des éléments Si et Mg de l'alliage, et la figure 2 qui représente le domaine de mise en solution ou d'homogénéisation d'un alliage suivant l'invention, sur une coupe verticale du diagramme d'état Al,Mg,Si à 0,2 Z Mg. Sur la figure 2, on trouve en (1) la courbe solvus, en (2) la courbe solidus et en (3) le palier eutectique, qui se regroupent au point E. La mise en solution (ou homogénéisation) doit être effectuée dans le domaine monophasé et en particulier dans les conditions de température représentées par le rectangle FGHI pour la plage générale et F'G'H'I' pour la plage préférentielle. Il est évident, d'après ces courbes, que pour les teneurs en Si élevées, le traitement est délicat, puisqu'une faible variation par rapport à la température de consigne conduit soit à une précipitation de Si si la température baisse, soit à une "brûlure" du métal si la température monte. Ce traitement thermique exige donc un outil industriel précis. Exemple 1 Une plaque (1500x400 mm2) de composition suivante (% en poids) Si 0,90; Mg 0,30; Cu 0,20; Fe 0,25; Ti 0,03, a été coulée par le procédé classique en semi-continu. Cette plaque a été homogénéisée 10 h à 555 C (scalpée à 1500 x 420 mm2) puis laminée à chaud jusqu'à 4 mm d'épaisseur avec finition entre 320 et 300 C. Les bobines ainsi obtenues ont été laminées à froid jusqu'à 1,25 mm d'épaisseur. 30 La mise en solution de celles-ci a été effectuée dans un four à passage à la vitesse de 20 m/mn, le temps de maintien à température de 560 C étant de l'ordre de 1 minute et la vitesse de montée en température de l'ordre de 25 C/sec. Les caractéristiques mécaniques mesurées dans la direction du laminage, dans le sens travers et suivant la direction à 45 de la direction du laminage sont rassemblées dans le Tableau suivant: Sens Long 45 Travers Rm (MPa) 235 233 232 RpO,2 (MPa) 110 109 108 A % 25 29 27 Ces mesures montrent que le produit obtenu est relativement homogène 10 et isotrope. L'anisotropie a été estimée - en réalisant des godets. et en mesurant le taux des cornes suivant la norme AFNOR NF-A-50-301. Cette valeur est égale à 7 %. La grosseur de grain mesurée par métallographie est 15 de 40 Fm. Des t8les découpées dans le métal mis en solution ont été parachevées par mise en forme de parties de carrosserie automobile, dans ce cas un capot avant. Après emboutissage, celui-ci a été revêtu d'un revêtement protection (peinture) avant de subir une cuisson de 1,5 h à 180 C. Les caractéristiques mécaniques obtenues en fonction du taux d'écrouissa25 ge local sont les suivantes Taux d'écrouissage (%) RpO,2 (MPa) Rm (MPa) A % 0 225 285 15 250 290 10 10 265 295 8 Exemple 2 Une tôle de même composition que celle de l'exemple 1 a été soudée à une autre tôle de même composition par soudure par point, dans les conditions suivantes: Electrode en "Mallory 328" de forme tronconique avec angle au sommet de 60 et diamètre de pastille 5,5 mm. Force d'appui: 400 kg Intensité: 27 000 A Fréquence: 2 Hz. L'assemblage a été ensuite porté, en étuve, à 165 C pendant 10 h. La résistance au cisaillement des joints soudés ainsi obtenus est de l'ordre de 280 MPa. On peut constater les bonnes propriétés obtenues après soudage et revenu. L'alliage suivant l'invention présente les avantages suivants: Cet alliage est livré à l'état T4 aux transformateurs. A cet état, l'alliage est ductile et se prête bien à la déformation, sa maturation à la température ambiante étant très faible. La pièce déformée à froid acquiert de meilleures caractéristiques de résistance par écrouissage, au moins localement dans les zones les plus déformées; l'adoucissement dû au recuit lors de l'opération de soudage est partiellement compensé par le durcissement structural lorsdu revenu final (T6). Pour obtenir l'état le plus ductile, le métal ne subit après trempe que les opérations de finition (telles que dressage, planage, etc...) strictement nécessaires. REVENDICATIONS 1. Alliage d'aluminium chaudronable et soudable caractérisé en ce qu'il contient (en poids %) des teneurs en Si et Mg délimitées par le trapèze ABCD dont les coordonnées sont: A B C D Cu 0,11-0,5 Mn 0-0,2 Fe 0-0,35 Si 0,5 0,5 1,3 1,3 Mg 0,1 0,2 0,5 0,1 autres chacun (\ Total 2. Alliage suivant revendication 1, caractérisé en ce qu'il contient (en % poids) des teneurs en Si et Mg délimitées par le trapèze A'B'C'D' dont les coordonnées sont: 20 A' B' C' D' Cu 0,1-0,25 Mn Si 0,65 0,65 0,95 0,95 Mg 0,2 0,18 0,28 0,2 3. Alliage suivant l'une des revendications 1 ou 2 caractérisé en ce 30 que la grosseur de grain moyenne est inférieure à 80 pm et de pr6férence inférieure à 60 pm. 4. Procédé d'obtention des produits selon l'une des revendications 1 à 3, comprenant la coulée continue ou semi-continue d'ébauches, une 35 homogénéisation éventuelle, une transformation à chaud, une transforma- 260 1040 tion a froid éventuelle, une mise en solution, une trempe, une mise en forme par emboutissage, pliage, cintrage, etc... et enfin un revenu caractérisé en ce que la transformation A chaud finale a lieu entre 270 et 340 C. 5. Procédé selon la revendication 4, caractérisé en ce que l'homogénéisation ou la mise en solution complète sont conduites entre 540 et 580 C. 6. Procédé selon la revendication 5 caractérisé en ce que l'homogénéisa10 tion ou la mise en solution ont lieu entre 550 et 570'C. 7. Procédé selon l'une des revendications 5 ou 6 caractérisé en ce que la mise en solution est précédée d'une montée en température à une vitesse supérieure à 10 C/sec.