FR 2720016 A1 19951124 FR 9505835 A 19950517 MATERIAU ALLIE DESTINE AU THIXOMOULAGE, PROCEDE POUR PREPARER UN MATERIAU ALLIE SEMI-FONDU DESTINE AU THIXOMOULAGE, ET PROCEDE DE THIXOMOULAGE La présente invention concerne un matériau allié destiné au thixomoulage, un procédé pour préparer un alliage semi-fondu destiné au thixomoulage et un procédé de thixomoulage. De manière conventionnelle, des matériaux alliés pour le thixomoulage tels que des alliages d'aluminium comprennent des alliages de série 2000 de spécification AA utilisés pour fournir une amélioration de la résistance à la chaleur d'un moulage, et des alliages de série 6000 de spécification AA utilisés pour augmenter la résistance et la dureté d'un moulage. En réalisant le procédé de thixomoulage, une procédure est employée, qui implique le fait de soumettre un matériau d'alliage d'aluminium à un traitement par la chaleur pour préparer un matériau d'alliage d'aluminium semi-fondu ayant une phase solide (qui indique une phase substantiellement solide et ainsi de suite) et une phase liquide coexistant dans celle-ci, versant le matériau d'alliage d'aluminium semi-fondu sous pression dans une cavité dans un moule pour moulage par coulée, et en solidifiant le matériau d'alliage d'aluminium semi-fondu sous pression. Cependant, en réalisant le procédé de thixomoulage, le problème suivant est rencontré: lorsqu'un matériau d'alliaqe d'aluminium est utilisé, des défauts tels que des vides de l'ordre d'un micromètre sont susceptibles d'être générés à une limite entre les phases solides granulaires du moulage. La génération des défauts est remarquable à une partie épaisse du moulage, une partie d'une forme compliquée et similaire, et provoque une réduction de la résistance à la fatigue du moulage. Les matériaux connus de ce type comprennent un matériau allié tel qu'à la fois une première section endothermique angulaire générée par une fusion eutectique et une deuxième section endothermique angulaire générée par une fusion d'un segment ayant un point de fusion plus élevé qu'un point eutectique existent sur un thermographe à analyse thermique différentielle, et une différence T5 - T4 entre une température maximale T4 de la première section endothermique angulaire et une température maximale T5 de la deuxième section endothermique angulaire se situe dans une plage représentée par T5 - T4 La raison pour laquelle la différence T5 - T4 entre à la fois les températures T4 et T5 est fixée à une petite valeur comme décrit cidessus est que la plage des températures de coexistence solide-liquide du matériau allié est rétrécie pour inhiber la génération d'une cavité de retrait au cours de la solidification. Cependant, dans le matériau allié ayant une différence de température T5 T4 fixée à une petite valeur, la proportion de phase solide diffère selon une variation dans la température de chauffage. Pour cette raison, afin de chauffer uniformément un tel matériau allié, la vitesse d'élévation de température doit être réduite, à savoir, le temps de chauffage doit être fixé à une grande valeur. Par conséquent, il survient le désavantage d'une coalescence de cristaux primaires qui sont comme des segments principaux pour la phase solide. D'autre part, si la vitesse d'élévation de température augmente, c'est-à-dire si le temps de chauffage est fixé dans un bref délai, la distribution de la proportion solide dans le matériau allié semi- fondu est non-uniforme, ce qui a pour désavantage le fait que le matériau allié semi-fondu est chargé dans un état pulvérisé dans la cavité au cours du processus de moulage, ce qui a pour résultat que de l'air est inclus dans le matériau allié semi-fondu pour générer des vides relativement grands. Dans ce type de matériau allié, la plage des températures permettant la phase liquide due à l'existence du moulage eutectique au cours de la solidification, est fixée dans une plage relativement étroite afin d'éviter la génération de cavités de retrait. Dans le traitement par la chaleur du matériau allié, il est nécessaire d'augmenter la vitesse d'élévation de température pour le matériau allié pour chauffer rapidement le matériau allié dans un court laps de temps jusqu'à une température de moulage afin de fournir une efficacité accrue. Cependant, si le matériau allié conventionnel est rapidement chauffé, le problème suivant est rencontré: il est impossible de couler la phase liquide pour uniformiser la distribution de la phase liquide au cours de la solidification, parce que la plage des températures permettant l'existence de la phase liquide est relativement étroite. Par conséquent, la structure métallographique du moulage produit est non-uniforme, d'o une faible résistance à la fatigue du moulage. Il existe un procédé conventionnel connu pour préparer un matériau allié semi-fondu destiné au thixomoulage par chauffage d'un matériau allié tel qu'une première section endothermique angulaire générée par une fusion eutectique et une deuxième section endothermique angulaire générée par une fusion d'un segment ayant un point de fusion plus élevé qu'un point eutectique existent sur un thermographe à analyse thermique différentielle, jusqu'à une température de moulage entre un point d'extrémité de chute dans la première section endothermique angulaire et un pic de la deuxième section endothermique angulaire, de sorte que les phases solide et liquide coexistent dans le matériau allié semi-fondu. Dans ce cas, la vitesse d'élévation de température moyenne pour le matériau allié est fixée de manière à être substantiellement constante et considérablement élevée. La raison pour laquelle la vitesse d'élévation de température moyenne est fixée de cette manière est que la coalescence de la structure métallographique due à l'accroissement d'un cristal primaire ou similaire est empêchée pour améliorer la performance de chauffage. Cependant, le procédé connu souffre d'un problème du fait que le profil de température de la phase liquide dans le matériau allié semi- fondu est susceptible de devenir non-uniforme, et à cause de cela, des vides de l'ordre d'un micromètre sont générés et pour cette raison, il est difficile de produire un moulage ayant des propriétés mécaniques de qualité supérieure telles qu'une excellente résistance à la fatigue. En réalisant le procédé de thixomoulage, il est de pratique courante de fixer la température d'un matériau allié semi-fondu au cours du moulage, c'est-à-dire la température de moulage à un niveau compris entre un point de départ d'élévation dans la première section endothermique angulaire et un point d'extrémité de chute dans la première section endothermique angulaire pour maintenir le matériau allié semi-fondu à une proportion de phase solide élevée afin d'améliorer la manipulation du matériau allié semi-fondu. Cependant, si le procédé de thixomoulage est réalisé sous une proportion de phase solide élevée comme dans le procédé connu, le problème suivant est rencontré: en dépit de l'utilisation, par exemple d'un matériau allié hypoeutectique, un cristal primaire d'éléments d'alliage est précipité avec une réaction eutectique du matériau allié semi-fondu, et à cause de cela, un moulage ayant une ductilité et une dureté réduites est produit. Ce phénomène est généré dans un alliage Al-Si, dans un alliage Al-CuAl2, dans un alliage Al-Mg2Si et similaires. Les présents inventeurs ont effectué des études pour résoudre les problèmes ci-dessus, et par conséquent, ils ont découvert que les défauts du moulage sont dus à la phase liquide qui n'est pas suffisamment alimentée aux environs de la phase solide en réponse à la solidification et au retrait de la phase solide, à cause d'une légère chaleur latente de la phase liquide dans le matériau d'alliage d'aluminium semi-fondu. La présente invention est réalisée avec le résultat des études pris en compte, et un objet de la présente invention est de fournir un matériau allié du type décrit ci-dessus, à partir duquel un moulage exempt de défauts et de bonne qualité peut être produit selon un procédé de thixomoulage. Pour réaliser l'objet ci-dessus, selon la présente invention, un matériau allié destiné au thixomoulage est fourni, dans lequel, dans un thermographe à analyse thermique différentielle, une valeur maximale E1 d'une première section endothermique angulaire générée par une fusion eutectique est supérieure à une valeur maximale E2 d'une deuxième section endothermique angulaire générée par une fusion d'un segment ayant un point de fusion plus élevé qu'un point eutectique. Un matériau allié semi-fondu ayant des phases solide et liquide coexistant dans celui-ci est préparé en soumettant le matériau allié à un traitement par la chaleur. Dans ce matériau allié semi-fondu, la phase liquide produite par la fusion eutectique a une importante chaleur latente due au fait que la valeur maximale E1 de la première section endothermique angulaire est supérieure à la valeur maximale E2 de la deuxième section endothermique angulaire. Par conséquent, la phase liquide est suffisamment alimentée jusqu'à environ la phase de solidification et est ensuite solidifiée en réponse à la solidification et au retrait de la phase solide au cours de la solidification du procédé de thixomoulage. Ainsi, il est possible de produire un moulage exempt de défauts tels que des vides de l'ordre d'un micromètre et ayant une bonne qualité de moulage. Les présents inventeurs ont effectué des études pour résoudre les problèmes décrits ci-dessus et par conséquent, ont découvert que les défauts du moulage sont également dus à une compatibilité dégradée entre les phases solide et liquide parce que la chaleur latente de la phase liquide dans le matériau allié semi-fondu est faible, d'o le fait que la phase solide n'est pas suffisamment alimentée jusqu'à environ la phase solide en réponse à la solidification et au retrait de la phase solide, mais aussi qu'une périphérie de la phase solide est substantiellement dans l'état solide. La présente invention est réalisée avec le résultat des études pris en compte, et un objet de la présente invention est de fournir un matériau allié du type décrit ci-dessus, qui présente une bonne capacité d'alimentation d'une phase liquide à une phase solide et une bonne compatibilité entre les phases solide et liquide selon un procédé de thixomoulage, et à partir duquel un moulage exempt de défauts et ayant une bonne qualité de moulage et une grande résistance à la fatigue peut être produit selon le procédé de thixomoulage. Pour réaliser l'objet ci-dessus, selon la présente invention, un matériau allié destiné au thixomoulage est fourni, dans lequel, dans un thermographe à analyse thermique différentielle, un rapport E1/E2 d'une valeur maximale E1 d'une première section endothermique angulaire générée par une fusion eutectique à une valeur maximale E2 d'une deuxième section endothermique angulaire générée par une fusion d'un segment ayant un point de fusion plus élevé qu'un point eutectique est compris dans la plage de 1 C Un matériau allié semi-fondu comprenant des phases solide et liquide coexistant et ayant une composition eutectique est préparé en soumettant le matériau allié ci-dessus à un traitement par la chaleur. Dans ce matériau allié semi-fondu, la phase liquide a une importante chaleur latente due au fait que le rapport El/E2 des valeurs maximales E1 et E2 est précisé. Par conséquent, la phase liquide est suffisamment alimentée jusqu'à environ la phase solide et est ensuite solidifiée en réponse à la solidification et au retrait de la phase solide au cours de la solidification du procédé de thixomoulage. Une périphérie extérieure de la phase solide est dans l'état gélifié du fait que la différence T2 - T1 entre les températures est précisée. Par conséquent, la compatibilité entre la périphérie extérieure gélifiée de la phase solide et de la phase liquide est améliorée. Ainsi, il est possible d'empêcher la génération de vides de l'ordre d'un micromètre dans le moulage. L'équilibre des quantités entre les phases solide et liquide est excellent du fait du rapport E1/E2 précisé de la manière ci-dessus, d'o le fait que le matériau allié semi-fondu devient un fluide homogène au cours du moulage. Ainsi, il est possible d'empêcher la génération d'une ségrégation dans le moulage. Un tel moulage possède une bonne qualité de moulage et une haute résistance à la fatigue. Cependant, si le rapport E1/E2 de la valeur maximale E1 jusqu'à la valeur maximale E2 est égal ou inférieur à 1 (E1/E2 2,5, un cristal primaire est isolé et se fusionne, d'o des vides qui sont de cette manière susceptibles d'être générés. La ségrégation du cristal primaire est due au fait que le matériau allié semi-fondu devient un fluide inhomogène au cours du moulage (par exemple, au cours du passage du matériau allié à travers une entrée d'un moule), à cause d'une grande quantité de phase liquide. D'autre part, la coalescence du cristal primaire est due au fait que le refroidissement du cristal primaire est retardé, lorsqu'une quantité excessive de phase liquide est solidifiée, à cause d'une importante chaleur latente de la phase liquide. Si la différence T2 - T1 entre les températures est égale ou inférieure à 10 C, un état de coexistence solide-liquide ayant une proportion solide prédéterminée ne peut être maintenu de manière stable, et la gélification de la périphérie extérieure de la phase solide. Par conséquent, des vides sont, de cette manière, susceptibles d'être produits. D'autre part, si T2 - T1 > 120 C, des cavités de retrait sont susceptibles d'être générées dans le moulage, à cause d'un temps de solidification prolongé de la phase liquide au cours de la solidification. Un autre objet de la présente invention est de fournir un matériau allié du type décrit ci-dessus, qui présente une bonne capacité d'alimentation d'une phase liquide à une phase solide, et à partir duquel un moulage exempt de défauts et ayant une bonne qualité de moulage et une haute résistance à la fatigue peut être produit selon le procédé de thixomoulage. Pour réaliser l'objet ci-dessus, selon la présente invention, un matériau allié destiné au thixomoulage est fourni, dans lequel, dans un thermographe à analyse thermique différentielle, une relation de El > E2 est établie entre une valeur maximale El d'une première section endothermique angulaire générée par une fusion eutectique et une valeur maximale E2 d'une deuxième section endothermique angulaire générée par une fusion d'un segment ayant un point de fusion plus élevé qu'un point eutectique; et lorsqu'une droite des températures interconnectant un pic de la première section endothermique angulaire et qu'une graduation des températures du pic sur un axe des températures de chauffage coupe une ligne de base qui interconnecte un point de départ d'élévation dans la première section endothermique angulaire et un point d'extrémité de chute dans la deuxième section endothermique angulaire, et lorsqu'une ligne de division divisant en deux parties égales un segment de la droite des températures situé entre le pic et une première intersection de la droite des températures avec la ligne de base coupe un segment de ligne ascendante de la première section endothermique angulaire situé entre le point de départ d'élévation et le pic, une relation de A Tb/ A Ta 0,68 est établie entre A Ta (= T4 - T1) et A Tb (= T3 - T1), dans laquelle T1 représente une température au point de départ d'élévation, T3 représente une température à une deuxième intersection entre le segment de ligne ascendante et la ligne de division, et T4 représente la température maximale. Selon la présente invention, un matériau destiné au thixomoulage allié est également fourni, dans lequel une relation de E1 > E2 est établie entre une valeur maximale E1 d'une première section endothermique angulaire générée par une fusion eutectique et une valeur maximale E2 d'une deuxième section endothermique angulaire générée par la fusion d'un segment ayant un point de fusion plus élevé qu'un point eutectique dans un thermographe à analyse thermique différentielle, et une relation de Sm/St intersection, et (iii) la ligne de base. Un matériau allié semi-fondu ayant des phases solide et liquide coexistant à l'intérieur de celui-ci est préparé en soumettant le matériau allié à un traitement par la chaleur. Dans ce matériau allié semi- fondu, la phase liquide produite par une fusion eutectique a une importante chaleur latente due au fait que la valeur maximale El de la première section endothermique angulaire est supérieure à la valeur maximale E2 de la deuxième section endothermique. Par conséquent, au cours de la solidification selon le procédé de thixomoulage, la phase liquide est suffisamment alimentée jusqu'à environ la phase solide et ensuite solidifiée. Ainsi, il est possible d'empêcher la génération de vides de l'ordre d'un micromètre dans une partie relativement mince, une partie d'une forme simple ou similaire d'un moulage. Si la chaleur latente de la phase liquide est réduite à 1/2 de la chaleur latente maximale libérée, à savoir de El/2 au cours de la solidification du matériau allié semi-fondu, la phase liquide est par la suite gélifiée, de sorte que la viscosité est progressivement accrue. De ce fait, la capacité d'alimentation jusqu'à environ la phase solide, particulièrement dans une partie plus épaisse, une partie d'une forme compliquée ou similaire d'un moulage, d'o des vides de l'ordre d'un micromètre sont susceptibles d'être générés dans la partie plus épaisse ou similaire. Le A Ta représente une plage de chute des températures nécessaires à la solidification de la phase liquide, et le A Tb représente une plage de chute des températures nécessaires à la solidification de la phase gélifiée produite à partir de la phase liquide. Par conséquent, si A Tb/ A Ta est fixé dans une plage de A Tb/ A Ta empêcher la génération de vides de l'ordre du micromètre. La zone St indique une quantité de chaleur latente libérée nécessaire à la solidification de la phase liquide, et la zone Sm indique une quantité de chaleur latente libérée nécessaire à la solidification de la phase gélifiée produite à partir de la phase liquide. Par conséquent, si Sm/St est fixé dans une plage de Sm/St 0,365, la quantité de chaleur latente libérée nécessaire à la solidification de la phase gélifiée est diminuée et d'autre part, la quantité de chaleur latente libérée permettant à la phase gélifiée d'être produite à partir de la phase liquide est relativement accrue. Ainsi, il est possible d'améliorer la capacité d'alimentation de la phase liquide jusqu'à environ la phase solide dans la partie plus épaisse du moulage ou similaire pour empêcher la génération de vides de l'ordre du micromètre. Un tel moulage a une bonne qualité de moulage. En outre, un autre objet de la présente invention est de fournir un matériau allié destiné au thixomoulage du type décrit ci-dessus, à partir duquel un moulage ayant une bonne qualité de moulage et des propriétés mécaniques supérieures telles qu'une excellente résistance à la fatigue peut être produit en précisant la différence T5 - T4 entre les températures maximales T4 et T5 des première et deuxième sections endothermiques angulaires. Pour réaliser l'objet ci-dessus, selon la présente invention, un matériau allié destiné au thixomoulage est fourni, dans lequel, dans un thermographe à analyse thermique différentielle, il existe une première section endothermique angulaire générée par une fusion eutectique et une deuxième section endothermique angulaire générée par une fusion d'un segment ayant un point de fusion plus élevé qu'un point eutectique, et dans lequel une différence T5 - T4 entre une température maximale T4 de la première section endothermique angulaire et une température maximale T5 de la deuxième section endothermique angulaire est comprise dans une plage de 20 C Dans le matériau allié tel que la différence T5 - T4 entre les températures T4 et T5 est précisée dans la plage ci- dessus, la variation dans la proportion de phase solide relative à la variation dans la température de chauffage est brutale. Par conséquent, il est possible d'augmenter la vitesse d'élévation de température pour chauffer le matériau allié jusqu'à une température de moulage (une température du matériau au cours du moulage et ainsi de suite) dans un court laps de temps, empêchant ainsi la coalescence du cristal primaire. De plus, la diffusion du cristal primaire est activement effectuée, ce qui est le résultat de l'élargissement de la plage des températures permettant aux phases solide et liquide de coexister, et par conséquent, la sphéroïdisation précise et la dispersion uniforme du cristal primaire sont favorisées. Ceci entraîne l'uniformisation de la structure métallographique dans le matériau allié semi-fondu, de sorte que la solidification uniforme du matériau est réalisée, évitant ainsi la génération de cavités de retrait dans un moulage. Un tel moulage a une bonne qualité de moulage et des propriétés mécaniques supérieures telles qu'une excellente résistance à la fatigue. Cependant, si la différence T5 - T4 entre les températures est inférieure à 20 C, le désavantage décrit ci-dessus apparaît. D'autre part, si T5 - T4 > C, la plage des températures coexistant dans la phase solide/liquide du matériau allié est trop large, d'o le fait que des cavités de retrait sont susceptibles d'être générées au cours de la solidification. Cependant, un autre objet de la présente invention est de fournir un matériau allié du type décrit ci- dessus, à partir duquel un moulage ayant une structure métallographique uniforme peut être produit, même si le matériau allié est rapidement chauffé. Pour réaliser l'objet ci-dessus, selon la présente invention, un matériau allié destiné au thixomoulage est fourni, dans lequel, dans un thermographe à analyse thermique différentielle, il existe une première section endothermique angulaire générée par une fusion eutectique et une deuxième section endothermique angulaire générée par une fusion d'un segment ayant un point de fusion plus élevé qu'un point eutectique, la deuxième section endothermique angulaire ayant une partie inclinée entre un pic de la deuxième section endothermique angulaire et un point d'extrémité de chute dans la deuxième section endothermique angulaire, la partie inclinée descendant de cette manière de façon à s'étendre le long d'une droite interconnectant un point de départ d'élévation dans la première section endothermique angulaire et le point d'extrémité de chute dans la deuxième section endothermique angulaire; et une proportion Rt (Td/Tc x 100) d'une plage des températures Td entre les pics des première et deuxième sections endothermiques angulaires est comprise dans une plage de Rt > 69 % dans une plage Tc des températures coexistant dans des phases solide/liquide entre le point de départ d'élévation dans la première section endothermique angulaire et le point d'extrémité de chute dans la deuxième section endothermique angulaire. Si la deuxième section thermique angulaire a la partie en pente douce dans le thermographe à analyse thermique différentielle, et si la proportion Rt (Td/Tc x 100) d'une plage Td des températures pic à pic entre les pics des première et deuxième sections endothermiques angulaires dans la plage Tc des températures coexistant dans les phases solide-liquide est fixée dans la plage décrite ci-dessus, la plage des températures permettant l'existence d'une phase liquide due à la fusion eutectique au cours de la solidification est élargie. Par conséquent, même lorsque le matériau allié est rapidement chauffé, il est possible de couler suffisamment la phase liquide entre les phases solides, uniformisant ainsi la distribution de la phase liquide. Ainsi, même lorsque l'uniformisation de la chaleur dans le matériau allié semi-fondu n'est pas réalisée à cause du chauffage rapide, la fluidité du matériau peut être améliorée afin d'augmenter la capacité de moulage, et un moulage ayant une structure métallographique uniforme et une haute résistance à la fatigue peut être produit. Dans ce cas, parce que la distribution de la phase liquide est uniformisée, la solidification du matériau allié semi-fondu s'effectue substantiellement sur la totalité de celui-ci et par conséquent, la génération de cavités de retrait est évitée. Cependant, si une partie en pente douce comme décrit ci-dessus n'existe pas dans le thermographe à analyse thermique différentielle, et si Rt métallographique non-uniforme. De plus, un objet de la présente invention est de fournir un procédé de production du type décrit ci- dessus, dans lequel, en soumettant le matériau allié à un traitement par la chaleur, la vitesse d'élévation de température moyenne peut être contrôlée par rapport à la caractéristique thermique du matériau allié, permettant ainsi la préparation d'un matériau allié semi-fondu fournissant un moulage ayant une bonne qualité de moulage. Pour réaliser l'objet ci-dessus, selon la présente invention, un procédé de préparation d'un matériau allié semi-fondu destiné au thixomoulage est fourni, ayant des phases solide et liquide coexistant dans celui- ci, comprenant l'étape de chauffage d'un matériau allié dans lequel une première section endothermique angulaire générée par une fusion eutectique et une deuxième section endothermique générée par une fusion d'un segment ayant un point de fusion plus élevé qu'un point eutectique existent dans un thermographe à analyse thermique différentielle, jusqu'à une température de moulage comprise entre un point d'extrémité de chute dans la première section endothermique angulaire et un pic de la deuxième section endothermique angulaire, dans lequel un rapport "/f entre deux vitesses d'élévation de température moyenne successives X et est fixé dans une plage comprise entre "/ 3 > 1: (1) la vitesse a d'élévation de température moyenne pour le matériau allié entre un point de départ d'élévation dans la première section endothermique angulaire et le point d'extrémité de chute, et (2) la vitesse B d'élévation de température moyenne pour le matériau allié entre le point d'extrémité de chute et la température de moulage. Si le rapport a/ B entre les vitesses d'élévation de température moyennes a et B est fixé dans la plage comprise entre a/ B > 1, la fusion eutectique est réalisée à une vitesse a d'élévation de température moyenne relativement élevée et par conséquent, la coalescence de la structure métallographique due à l'augmentation et/ou la coalescence d'un cristal primaire. D'autre part, après la fusion eutectique, le traitement par la chaleur se déroule à la vitesse B d'élévation de température moyenne relativement basse et par conséquent, la formation d'une phase liquide d'un segment eutectique est favorisée, et le profil de température de la phase liquide est uniformisé. Ainsi, il est possible de produire un moulage ayant une bonne qualité de moulage. Cependant, si a/ B liquide est susceptible de devenir non-uniforme. En outre, les présents inventeurs ont effectué des études afin de résoudre les problèmes décrits ci-dessus dans le procédé de thixomoulage, et par conséquent, ils ont découvert que la précipitation d'un cristal primaire des éléments d'alliage existe parce que la vitesse de refroidissement au cours d'une réaction eutectique du matériau allié semi-fondu est plus élevée. La présente invention est réalisée avec le résultat des études pris en compte, et un objet de la présente invention est de réaliser un procédé de thixomoulage du type décrit ci-dessus, dans lequel la vitesse de refroidissement au cours de la réaction eutectique du matériau allié semi-fondu peut être réduite pour éviter la précipitation du cristal primaire des éléments d'alliage, produisant ainsi un moulage ayant une haute ductilité et une haute dureté. Pour réaliser l'objet ci-dessus, selon la présente invention, un procédé de thixomoulage est fourni, en utilisant un matériau allié dans lequel, dans un thermographe à analyse thermique différentielle, il existe une première section endothermique angulaire générée par une fusion eutectique et une deuxième section endothermique angulaire générée par la fusion d'un segment ayant un point de fusion plus élevé qu'un point eutectique, dans lequel une température de moulage T6 du matériau allié est fixée dans une plage comprise entre T7 section endothermique angulaire. Si la température de moulage T6 du matériau allié est fixée dans la plage ci-dessus, le matériau allié est amené dans un état semi-fondu et de plus, un matériau allié semi-fondu a une proportion de phase solide abaissée. A savoir, une quantité de phase liquide a relativement augmenté. Par conséquent, la vitesse de refroidissement est abaissée dans la réaction eutectique du matériau allié semi-fondu, parce que la quantité relativement importante de la phase liquide a une chaleur latente relativement importante. Ceci rend possible d'éviter la précipitation d'un cristal primaire d'éléments d'alliage. Un moulage produit de cette manière a une haute ductilité et une haute dureté. Cependant, si la température de moulage T6 est inférieure à T7, la précipitation du cristal primaire des éléments d'alliage apparaît. D'autre part, si T6 de celui-ci. Les objets, caractéristiques et avantages ci- dessus ainsi que d'autres de l'invention vont apparaître à partir de la description suivante des modes de réalisation préférés prise conjointement avec les dessins joints. La fig. 1 est une vue en coupe verticale d'un dispositif de moulage par pression; La fig. 2 est un diagramme d'état d'un alliage à base de Al-Cu; La fig. 3 est un thermographe à analyse thermique différentielle pour un exemple A; La fig. 4A illustre une partie essentielle du thermographe à analyse thermique différentielle pour l'exemple A; La fig. 4B est une photomicrographie montrant la structure métallographique d'un moulage d'alliage d'aluminium A; La fig. 5A illustre une partie essentielle d'un thermographe à analyse thermique différentielle pour un exemple comparatif ai; La fig. 5B est une photomicrographie montrant la structure métallographique d'un moulage d'alliage d'aluminium al; La fig. 6A illustre une partie essentielle d'un thermographe à analyse thermique différentielle pour un exemple comparatif a2; La fig. 6B est une photomicrographie montrant la structure métallographique d'un moulage d'alliage d'aluminium a2; La fig. 7 est un diagramme illustrant un état semi-fondu d'un exemple; La fig. 8 est un diagramme d'état d'un alliage à base de Al- Si; La fig. 9A illustre une partie essentielle du thermographe à analyse thermique différentielle pour l'exemple A1; La fig. 9B est une photomicrographie montrant la structure métallographique d'un moulage d'alliage d'aluminium A1; La fig. 10A illustre une partie essentielle du thermographe à analyse thermique différentielle pour l'exemple A2; La fig. 10B est une photomicrographie montrant la structure métallographique d'un moulage d'alliage d'aluminium A2; La fig. 11A illustre une partie essentielle d'un thermographe à analyse thermique différentielle pour un exemple comparatif a; La fig. 11B est une photomicrographie montrant la structure métallographique d'un moulage d'alliage d'aluminium a; La fig. 12 est un thermographe à analyse thermique différentielle pour un exemple Ai; La fig. 13 est une photomicrographie montrant la structure métallographique d'un moulage d'alliage d'aluminium A1; La fig. 14A illustre une partie essentielle d'un thermographe à analyse thermique différentielle pour un exemple A2; La fig. 14B est une photomicrographie montrant la structure métallographique d'un moulage d'alliage d'aluminium A2; La fig. 15A illustre une partie essentielle d'un thermographe à analyse thermique différentielle pour un exemple A3; La fig. 15B est une photomicrographie montrant la structure métallographique d'un moulage d'alliage d'aluminium A3; La fig. 16A illustre une partie essentielle d'un thermographe à analyse thermique différentielle pour un exemple A4; La fig. 16B est une photomicrographie montrant la structure métallographique d'un moulage d'alliage d'aluminium A4; La fig. 17A illustre une partie essentielle d'un thermographe à analyse thermique différentielle pour un exemple comparatif al; La fig. 17B est une photomicrographie montrant la structure métallographique d'un moulage d'alliage d'aluminium ai; La fig. 18A illustre une partie essentielle d'un thermographe à analyse thermique différentielle pour un exemple comparatif a2; La fig. 18B est une photomicrographie montrant la structure métallographique d'un moulage d'alliage d'aluminium a2; La fig. 19A illustre une partie essentielle d'un thermographe à analyse thermique différentielle pour un exemple comparatif a3; La fig. 19B est une photomicrographie montrant la structure métallographique d'un moulage d'alliage d'aluminium a3; La fig. 20A illustre une partie essentielle d'un thermographe à analyse thermique différentielle pour un exemple comparatif a4; La fig. 20B est une photomicrographie montrant la structure métallographique d'un moulage d'alliage d'aluminium a4; La fig. 21A illustre une partie essentielle d'un thermographe à analyse thermique différentielle pour un exemple comparatif a5; La fig. 21B est une photomicrographie montrant la structure métallographique d'un moulage d'alliage d'aluminium a5; La fig. 22 est une représentation graphique illustrant des résistances à la fatigue de divers moulages d'alliage d'aluminium; La fig. 23 est une vue en coupe d'un moulage d'alliage d'aluminium; La fig. 24 est une vue en coupe verticale d'un dispositif de moulage par pression; La fig. 25 est un thermographe à analyse thermique différentielle pour un exemple A1; La fig. 26 est un diagramme agrandi d'une partie essentielle montrée sur la fig. 25; La fig. 27 est un thermographe à analyse thermique différentielle pour un exemple A2; La fig. 28 est un thermographe à analyse thermique différentielle pour un exemple A2; La fig. 29 est un diagramme agrandi d'une partie essentielle montrée sur la fig. 28; La fig. 30 est un thermographe à analyse thermique différentielle pour un exemple comparatif aî; La fig. 31 est un thermographe à analyse thermique différentielle pour un exemple a2; La fig. 32 est une photomicrographie montrant la structure métallographique d'une production d'un moulage d'alliage d'aluminium en utilisant l'exemple Al; La fig. 33 est une photomicrographie montrant la structure métallographique d'une production d'un moulage d'alliage d'aluminium en utilisant l'exemple A2; La fig. 34A est une photomicrographie montrant la structure métallographique d'une production d'un moulage d'alliage d'aluminium en utilisant l'exemple comparatif al; La fig. 34B est une partie essentielle de la photomicrographie montrée sur la fig. 34A; La fig. 35 est une représentation graphique illustrant la relation entre le rapport A Tb/A Ta et la proportion de défauts dans une région dans une partie plus épaisse; La fig. 36 est une représentation graphique illustrant la relation entre le rapport Sm/St et la proportion de défauts dans une région dans une partie plus épaisse; La fig. 37 illustre une partie essentielle d'un thermographe à analyse thermique différentielle pour un exemple A1; La fig. 38 illustre une partie essentielle d'un thermographe à analyse thermique différentielle pour un exemple A2; La fig. 39 illustre une partie essentielle d'un thermographe à analyse thermique différentielle pour un exemple A3; La fig. 40 illustre une partie essentielle d'un thermographe à analyse thermique différentielle pour un exemple A4; La fig. 41 illustre une partie essentielle d'un thermographe à analyse thermique différentielle pour un exemple A5; La fig. 42 illustre une partie essentielle d'un thermographe à analyse thermique différentielle pour un exemple A6; La fig. 43 illustre une partie essentielle d'un thermographe à analyse thermique différentielle pour un exemple A7; La fig. 44 illustre une partie essentielle d'un thermographe à analyse thermique différentielle pour un exemple comparatif al; La fig. 45 illustre une partie essentielle d'un thermographe à analyse thermique différentielle pour un exemple a2; La fig. 46 est une photomicrographie montrant la structure métallographique d'un moulage d'alliage d'aluminium A7; La fig. 47A est une photomicrographie montrant la structure métallographique d'un moulage d'alliage d'aluminium al; La fig. 47B illustre une partie essentielle de la photomicrographie montrée sur la fig. 47A; La fig. 48 est une photomicrographie montrant la structure métallographique d'un moulage d'alliage d'aluminium a3; La fig. 49 est une photomicrographie montrant la structure métallographique d'un moulage d'alliage d'aluminium a2; La fig. 50 est une représentation graphique illustrant la relation entre la différence de température T5 - T4 et le rapport de résistance S1/S2; La fig. 51 illustre une partie essentielle d'un thermographe à analyse thermique différentielle pour un exemple A1; La fig. 52 illustre une partie essentielle d'un thermographe à analyse thermique différentielle pour un exemple A2; La fig. 53 illustre une partie essentielle d'un thermographe à analyse thermique différentielle pour un exemple A3; La fig. 54 illustre une partie essentielle d'un thermographe à analyse thermique différentielle pour un exemple A4; La fig. 55 illustre une partie essentielle d'un thermographe à analyse thermique différentielle pour un exemple comparatif al; La fig. 56 illustre une partie essentielle d'un thermographe à analyse thermique différentielle pour un exemple comparatif a2; La fig. 57 illustre une partie essentielle d'un thermographe à analyse thermique différentielle pour un exemple comparatif a3; La fig. 58 est une photomicrographie montrant la structure métallographique d'un moulage d'alliage d'aluminium A1; La fig. 59 est une photomicrographie montrant la structure métallographique d'un moulage d'alliage d'aluminium A2; La fig. 60 est une photomicrographie montrant la structure métallographique d'un moulage d'alliage d'aluminium A4; La fig. 61 est une photomicrographie montrant la structure métallographique d'un moulage d'alliage d'aluminium a1; La fig. 62 est une représentation graphique illustrant la relation entre la proportion Rt d'une plage Td des températures pic à pic dans une plage Tc des températures coexistant dans les phases solide- liquide. La fig. 63 illustre une partie essentielle d'un thermographe à analyse thermique différentielle pour un exemple A1; La fig. 64 est une représentation graphique illustrant la relation entre le temps de chauffage et la température de l'exemple Ai d'un matériau d'alliage d'aluminium; La fig. 65 illustre une partie essentielle d'un thermographe à analyse thermique différentielle pour un exemple A2; La fig. 66 illustre une partie essentielle d'un thermographe à analyse thermique différentielle pour un exemple A3; La fig. 67 illustre une partie essentielle d'un thermographe à analyse thermique différentielle pour un exemple A4; La fig. 68 illustre une partie essentielle d'un thermographe à analyse thermique différentielle pour un exemple A5; La fig. 69A est une photomicrographie montrant la structure métallographique d'un moulage d'alliage d'aluminium All; La fig. 69B est un diagramme pour expliquer comment mesurer la dimension de a- Al; La fig. 70A est une photomicrographie montrant la structure métallographique d'un moulage d'alliage d'aluminium A12; La fig. 70B est un diagramme pour expliquer comment mesurer la dimension de a- Al; La fig. 71 est une représentation graphique illustrant des résistances à la fatigue de divers moulages d'alliage d'aluminium; La fig. 72 est un thermographe à analyse thermique différentielle pour un matériau d'alliage d'aluminium; La fig. 73 illustre une partie essentielle d'une courbe de refroidissement pour le matériau d'alliage d'aluminium; La fig. 74 est une photomicrographie montrant la structure métallographique d'un moulage d'alliage d'aluminium A1; La fig. 75 est une photomicrographie montrant la structure d'un moulage d'alliage d'aluminium A5; La fig. 76 est une représentation graphique illustrant la relation entre la température de moulage T6, la vitesse de refroidissement au cours d'une réaction eutectique, l'extension de rupture et la valeur de résistance Charpy. En se référant à la fig. 1, un dispositif de moulage par pression est montré, utilisé pour produire un moulage d'alliage d'aluminium selon un procédé de thixomoulage en utilisant un matériau d'alliage d'aluminium qui est un matériau allié. Le dispositif 1 de moulage par pression comprend une matrice fixe 2 et une matrice mobile 3 ayant des faces verticales 2a et 3a en correspondance. Une cavité 4 de formage du moulage est définie entre à la fois les faces 2a et 3a en correspondance. Une chambre 6 pour le placement d'un matériau 5 d'alliage d'aluminium est définie dans la matrice fixe 2 et communique avec une partie inférieure de la cavité 4 au moyen d'une entrée 7. Un manchon 8 est monté à l'horizontale sur la matrice fixe 2 pour communiquer avec la chambre 6, et un piston de pressurisation 9 est reçu de manière coulissante dans le manchon 8 et peut être inséré dans et retiré de la chambre 6. Le manchon 8 a un orifice 10 de chargement du matériau dans une partie supérieure d'une paroi périphérique de celui-ci. Mode de réalisation I Exemple 1 Dans l'exemple 1, un matériau allié hypoeutectique à base de Al-Cu va être principalement décrit. (A) La fig. 2 montre un diagramme d'état d'un alliage à base de Al-Cu, et le tableau 1 présente des compositions d'un exemple A et d'exemples comparatifs al et a2 de matériaux alliés à base de Al-Cu. Sur la fig. 2, A, al et a2 correspondent à l'exemple A et aux exemples comparatifs ai et a2. L'exemple A et chacun des exemples comparatifs ai et a2 ont été extraits d'un moulage continu de haute qualité produit selon un procédé de moulage continu. Dans la production du moulage, un traitement de sphéroïdisation d'un cristal primaire a-Al a été réalisé. L'exemple A et chacun des exemples comparatifs al et a2 ont un diamètre de 76 mm et une longueur de 85 mm. Tableau 1 Composants chimiques (% en poids) Si Cu Mg Fe Zr Zn Mn V Ni Ti équilibre Exemple A 0,17 10,3 - 0,18 0,18 - 0,27 0,1 - 0,05 Al Exemple 0, 17 6,3 0,19 0,08 - 0,28 0,11 - 0,05 Al comparatif al Exemple 0,1- 1,9- 1,3- 0,9- 2720016 L'exemple A a été soumis à une calorimétrie par analyse différentielle (DSC) pour fournir un résultat montré sur la fig. 3. Dans un thermographe à analyse thermique différentielle sur la fig. 3, une valeur maximale E1 d'une première section e endothermique angulaire due à une fusion eutectique est égale à 2,7 mcal/s, et une valeur maximale E2 d'une deuxième section f endothermique angulaire due à une fusion d'un segment ayant un point de fusion plus élevé qu'un point eutectique est égale à 2,6 mcal/s. Il a été confirmé à partir de ce qui est décrit ci-dessus que E1 > E2. De la même manière, les exemples comparatifs al et a2 ont été soumis à la calorimétrie par analyse différentielle (DSC) pour fournir des résultats qui vont être décrits ci-après. Puis, l'exemple A a été placé dans un serpentin réchauffeur dans un dispositif de chauffage à induction et a ensuite été chauffé dans des conditions de fréquence de 1 kHz et de puissance de sortie maximale de 37 kW pour préparer un exemple A semi-fondu ayant des phases solide et liquide coexistant dans celui-ci. Dans ce cas, une proportion de phase solide est fixée dans une plage comprise entre 50 % (inclusif) et 60 % (inclusif). Par la suite, l'exemple A semi-fondu (indiqué par un caractère 5) a été placé dans la chambre 6 et passé à travers l'entrée 7 et chargé dans la cavité 4, tout en étant pressurisé dans des conditions d'une vitesse de mouvement du piston de pressurisation 9 de 0,07 m/s et d'une température de moulage de 250 C. Une force de pressurisation est appliquée à l'exemple A rempli dans la cavité 4 en retenant le piston de pressurisation 9 à une terminaison d'une course, et l'exemple A a été solidifié sous pressurisation pour fournir un moulage d'alliage d'aluminium A. Les moulages d'alliage d'aluminium a1 et a2 ont également été produits d'une 31 2720016 manière similaire en utilisant les exemples comparatifs al et a2. Les fig. 4A et 4B à 6A et 6B montrent des parties essentielles de différents thermographes à analyse thermique différentielle pour l'exemple A et les exemples comparatifs ai et a2 et des photomicrographies des structures métallographiques des moulages d'alliage d'aluminium A, ai et a2. Dans le cas de l'exemple A, une relation E1 > E2 comme décrit ci-dessus a été établie entre à la fois les valeurs maximales E1 et E2, comme représenté sur la fig. 4A, et à partir de ce fait, aucun défaut tel que des vides de l'ordre d'un micromètre n'a été produit dans le moulage d'alliage d'aluminium A, comme montré sur la fig. 4B. Dans le cas de l'exemple comparatif ai, la valeur maximale E1 de la première section e endothermique angulaire est égale à 0,61 mcal/s, et la valeur maximale E2 de la deuxième section f endothermique angulaire est égale à 5,6 mcal/s, comme montré sur la fig. 5A, d'o E1 d'alliage d'aluminium al, comme montré sur la fig. 5B. Dans le cas de l'exemple comparatif a2, une fusion eutectique n'est pas apparue (voir fig. 2), comme montré sur la fig. 6A, d'o la génération d'une seule section endothermique angulaire. De ce fait, la chaleur latente de la phase liquide est basse, en comparaison avec l'exemple comparatif ai, ce qui a pour résultat une génération de vides relativement grands à des limites entre les phases solides granulaires dans le moulage d'alliage d'aluminium a2, comme montré sur la fig. 6B. 32 2720016 (B) Dans un thermographe d à analyse thermique différentielle montré sur la fig. 3, un segment s de ligne chutant de la première section e endothermique angulaire et un segment w de ligne ascendante de la deuxième section f endothermique angulaire sont connectés l'un à l'autre dans une zone Ed d'un endotherme supérieur à une ligne de base i qui interconnecte un point de départ d'élévation dans la première section e endothermique angulaire et un point h d'extrémité de chute dans la deuxième section f endothermique angulaire. Dans le cas de l'exemple A tel qu'un thermographe d à analyse thermique différentielle est décrit, une périphérie extérieure 12 d'une phase solide 11 est gélifiée dans l'état semi-fondu de l'exemple A, comme montré sur la fig. 7, de sorte que la compatibilité entre la périphérie extérieure 12 gélifiée et une phase liquide 13 soit améliorée. Par conséquent, la résistance d'adhésion entre la phase solide granulaire qui est une phase solidifiée dérivée de la phase solide 11 et une matrice qui est une phase solidifiée dérivée de la phase liquide 13, est augmentée dans le moulage d'alliage d'aluminium A, réalisant ainsi une augmentation en résistance du moulage d'alliage d'aluminium A. Dans l'exemple comparatif ai, le segment s de ligne chutant de la première section e endothermique angulaire et le segment w de ligne ascendante de la deuxième section f endothermique angulaire sont connectés l'un à l'autre sur la ligne de base i, comme montré sur la fig. 5A. Dans ce cas, la périphérie extérieure de la phase solide est peu gélifiée. Puis, en utilisant l'exemple A et l'exemple comparatif al, cinq moulages d'alliage d'aluminium A et ai ont été produits selon un procédé de moulage semblable à celui décrit ci-dessus et ensuite soumis à 33 2720016 un essai de traction pour fournir des résultats présentés dans le tableau 2. Tableau 2 Moulage d'alliage d'aluminium A Résistance à la traction (MPa) N il 307 N 2 357 N 3 359 N 4 337 N 5 343 Résistance à la traction 341 moyenne Moulage d'alliage d'aluminium Résistance à la traction (MPa) al N il 289 N 2 251 N 3 301 N 4 274 N 5 212 Résistance à la traction 265 moyenne On peut voir à partir du tableau 2 que le moulage d'alliage d'aluminium A produit en utilisant l'exemple A a une haute résistance, par comparaison avec le moulage d'alliage d'aluminium ai produit en utilisant l'exemple comparatif ai. A la place de la gélification de la périphérie extérieure 12 de la phase solide 11, un segment, qui peut être déposé sur la phase solide et gélifié dans la situation décrite ci-dessus, peut être contenu dans un matériau. 34 2720016 (C) Dans le thermographe d à analyse thermique différentielle comme montré sur la fig. 3, le gradient du segment de ligne ascendante de la deuxième section f endothermique angulaire est plus doux que celui du segment s de ligne chutant de la première section e endothermique angulaire. Dans le cas de l'exemple A tel qu'un thermographe d à analyse thermique différentielle est décrit, la plage acceptable de la température de moulage est élargie, parce que la température de moulage est fixée dans une plage comprise entre un point u d'extrémité de chute de la première section e endothermique angulaire et un pic v de la deuxième section f endothermique angulaire. Ainsi, il est possible de stabiliser la qualité du moulage d'un moulage d'alliage d'aluminium. Exemple 2 Dans cet exemple 2, un matériau allié hypoeutectique à base de Al-Si va être principalement décrit. La fig. 8 montre un diagramme d'état d'un alliage à base de Al-Si, et le tableau 3 présente des compositions d'exemples A1 et A2 et un exemple comparatif a de matériaux alliés à base de Al-Si. Sur la fig. 8, les caractères de référence A1, A2 et a correspondent aux exemples Ai et A2 et à l'exemple comparatif a, respectivement. Chacun des exemples A1 et A2 et l'exemple comparatif a ont été extraits d'un moulage continu long de haute qualité produit selon un procédé de moulage continu. En produisant le moulage, un traitement de sphéroïdisation d'un cristal primaire a- A1 a été réalisé. Chacun des exemples Ai et A2 et l'exemple comparatif a ont un diamètre de 76 mm et une longueur de 85 mm. Tableau 3 Composants chimiques (% en poids) Si Cu Mg Fe Zr Zn Mn V Ni Ti équilibre Exemple A1 2,58 2, 0 4,0 0,13 0,02 - 0,01 - - 0,03 A1 Exemple A2 6,5- 7,5 0,7 0,20 Exemple 0,4 0,15- 0,8- *36 2720016 L'exemple A1 a été soumis à une calorimétrie par analyse différentielle (DSC) pour fournir un résultat montré sur la fig. 9A. Dans un thermographe à analyse thermique différentielle sur la fig. 9A, une valeur maximale E1 d'une première section e endothermique angulaire due à une fusion eutectique est égale à 3,2 mcal/s, et une valeur maximale E2 d'une deuxième section f endothermique angulaire due à une fusion d'un segment ayant un point de fusion plus élevé qu'un point eutectique est égale à 2,9 mcal/s. Il a été confirmé à partir de ce qui a été décrit ci-dessus que E1> E2. De la même manière, l'exemple A2 et l'exemple comparatif a ont été soumis à une calorimétrie par analyse différentielle (DSC) pour fournir des résultats qui vont être décrits ci-après. Puis, l'exemple A1 a été placé dans le serpentin réchauffeur dans le dispositif de chauffage à induction et a ensuite été chauffé dans des conditions de fréquence de 1 kHz et de puissance de sortie maximale de 37 kW pour préparer un exemple semi-fondu A1 ayant des phases solide et liquide coexistant dans celui-ci. Dans ce cas, une proportion de phase solide est fixée dans une plage comprise entre 50 % (inclusif) et 60 % (inclusif). Par la suite, l'exemple semi-fondu Al (indiqué par un caractère 5) a été placé dans la chambre 6 et passé au moyen de l'entrée 7 et chargé dans la cavité 4, tout en étant pressurisé dans des conditions d'une vitesse de mouvement du piston de pressurisation 9 de 0,07 m/s et d'une température de moulage de 250 OC. Une force de pressurisation est appliquée à l'exemple Al rempli dans la cavité 4 en retenant le piston de pressurisation 9 à une terminaison de la course et l'exemple Al a été solidifié sous pressurisation pour fournir un moulage d'alliage d'aluminium A1. Les moulages d'alliage d'aluminium A2 et a ont été également produits d'une 37 2720016 manière semblable en utilisant l'exemple A2 et l'exemple comparatif a. Les fig. O10A et 11A montrent des parties essentielles de thermographes d à analyse thermique différentielle pour l'exemple A2 et l'exemple comparatif a, et les fig. 9B à 11B montrent des photomicrographies des structures métallographiques des moulages d'alliage d'aluminium A1, A2 et a. Dans le cas de l'exemple A1, une relation E1 > E2 comme décrit ci- dessus a été établie entre à la fois les valeurs maximales E1 et E2, comme montré sur la fig. 9A, et de ce fait, aucun défaut, tel que des vides de l'ordre d'un micromètre, n'a été produit dans le moulage d'alliage d'aluminium Al, comme montré sur la fig. 9B. Dans le cas de l'exemple A1, la valeur maximale E1 de la première section e endothermique angulaire est égale à 9,1 mcal/s, et la valeur maximale E2 de la deuxième section f endothermique angulaire est égale à 4,5 mcal/s, comme montré sur la fig. O10A, d'o E1 > E2. Ainsi, le moulage d'alliage d'aluminium A2 est de bonne qualité, comme montré sur la fig. O10B. Dans le cas de l'exemple comparatif a, une fusion eutectique n'est pas apparue (voir fig. 8), comme montré sur la fig. 6A, d'o la génération d'une seule section endothermique angulaire. De ce fait, la chaleur latente de la phase liquide est extrêmement basse et cela a pour résultat la génération de vides relativement grands à des limites entre les phases solides granulaires dans le moulage d'alliage d'aluminium a, comme montré sur la fig. 11B. La même description que dans les points (B) et (C) dans l'exemple 1 vaut également pour l'alliage à base de Al-Si. Mode de réalisation II Le tableau 4 présente des compositions d'exemples A1 à A4 et d'exemples comparatifs ai à a5. Chacun de ces exemples et de ces exemples comparatifs a été extrait d'un moulage continu long de haute qualité produit selon un procédé de moulage continu. En produisant le moulage, un traitement de sphéroïdisation d'un cristal primaire a-Al a été réalisé. Chacun des exemples et des exemples comparatifs a un diamètre de mm et une longueur de 65 mm. Tableau 4 Matériau d'alliage Composants chimiques (% en poids) d'aluminium Si Cu Mg Fe Zr Zn Mn V Ni Ti équilibre Exemple A1 0,17 10,3 - 0,18 0,18 - 0,27 0,1 - 0,05 Al Exemple A2 5 3 0,32 0,19 - 0,19 0,09 - 0,09 0,12 Al Exemple A3 7 0,19 0,55 0,19 - 0,09 0,09 - - 0,12 Al Exemple A4 7 0,19 0,35 0,19 - 0,09 0,09 - - 0,19 Al Exemple comparatif 0,18 4,6 0,25 0,34 - 0,09 0,09 - 0,04 0,22 Al al (matériau A204) Exemple comparatif 0,17 6,3 - 0, 19 0,08 - 0,28 0,11 - 0,05 Al a2 Exemple comparatif 16,5 4,5 0,55 0,4 - 0,09 0,09 - 0,19 Al a3 (matériau A390) Exemple comparatif 0,17 2,3 1,55 1,1 - 0,09 - 1,05 0,07 Al a4 (matériau 2618) Exemple comparatif 0,6 0,27 1,1 0,6 - 0,24 0,14 - - 0,14 Al a5 (matériau 6061) L'exemple A1 a été soumis à une calorimétrie par analyse différentielle (DSC) pour fournir un résultat montré sur la fig. 12. Dans un thermographe d à analyse thermique différentielle sur la fig. 12, une valeur maximale El d'une première section e endothermique angulaire due à une fusion eutectique est égale à 2,7 mcal/s, et une valeur maximale E2 d'une deuxième section f endothermique angulaire due a une fusion d'un segment ayant un point de fusion plus élevé qu'un point eutectique est égale à 2,6 mcal/s. Il a été confirmé à partir de ce qui est décrit ci-dessus, que le rapport El/E2 des valeurs maximales El et E2 est égal à 1,04. D'autre part, dans le thermographe d à analyse thermique différentielle, une température Tl d'un point g de départ d'élévation de la première section e endothermique angulaire est égale à 540 C, et une température T2 d'un point h d'extrémité de chute de la deuxième section f endothermique angulaire est égale à 636 C. A partir de cela, il a été confirmé qu'une différence T2 - T1 entre les températures Tl et T2 était égale à 96 C. Puis, l'exemple A1 a été placé dans le serpentin réchauffeur dans le dispositif de chauffage à induction et a ensuite été chauffé dans des conditions de fréquence de 1 kHz et d'une puissance de sortie maximale de 37 kW pour préparer un exemple semi-fondu Al ayant des phases solide et liquide coexistant dans celui-ci. Dans ce cas, une proportion de phase solide est fixée dans une plage comprise entre 50 % (inclusif) et 60 % (inclusif). Par la suite, l'exemple semi-fondu Al (indiqué par un caractère 5) a été placé dans la chambre 6 et passé au moyen de l'entrée 7 et chargé dans la cavité 4, tout en étant pressurisé dans des conditions d'une vitesse de mouvement du piston de pressurisation 9 de 0,07 m/s et d'une température de moulage de 250 C. Une force de 41 2720016 pressurisation est appliquée à l'exemple A1 rempli dans la cavité 4 en retenant le piston de pressurisation 9 à la terminaison de la course, et l'exemple Al a été solidifié sous pressurisation pour fournir un moulage d'alliage d'aluminium A1. Chacun des exemples A2 à A4 et des exemples comparatifs al à a5 a été soumis à la DSC, et en les utilisant, huit moulages d'alliage d'aluminium A2 à A4 et al à a5 ont été produits selon le même procédé de moulage. Le tableau 5 présente les valeurs maximales E1 et E2, le rapport E1/E2, la température T1 au point g de départ d'élévation, la température T2 au point h d'extrémité de chute, la différence T2 - T1 entre les températures T1 et T2 et la température de moulage pour les exemples A1 à A4 et les exemples comparatifs a1 à a5, et la présence ou l'absence de défauts dans les moulages d'alliage d'aluminium produits. Tableau 5 Matériau Valeur Rapport Température Température Différence Température Présence ou absence d'alliage maximale E1/E2 au point de au point de moulage de défauts d'aluminium (mcal/s) départ d'extrémité d'élévation de chute E1 E2 T1 ( C) T2 ( C) T2 - T1 ( C) Vides Ségréga- _ _ _( __ _ _ _ __ _ _ _ _C) _tion Exemple A1 2,7 2,6 1,04 540 636 96 615 absence absence Exemple A2 4,2 3,5 1,2 535 630 95 594 absence absence Exemple A3 10,4 5,2 2 557 629 72 588 absence absence Exemple A4 7,3 2,9 2,5 566 627 61 590 absence absence Exemple 1,8 9,2 0,2 572 657 85 638 présence absence comparatif al Exemple 0,6 5,6 0,1 543 648 105 620 présence absence comparatif a2 Exemple 5,9 0,25 24 507 650 143 560 présence présence comparatif a3 Exemple O 10,0 O - - 628 présence absence comparatif a4 6 Exemple 0 12,1 0 - - 639 présence absence comparatif a5 43 2720016 La fig. 13 est une photomicrographie montrant la structure métallographique du moulage d'alliage d'aluminium A1. Les fig. 14A à 16A montrent des parties essentielles de thermographes d à analyse thermique différentielle pour les exemples A2 à A4, et les fig. 14B à 16B sont des photomicrographies montrant les structures métallographiques des moulages d'alliage d'aluminium A2 à A4 produits en utilisant les exemples A2 à A4. Comme on peut le voir à partir du tableau 5 et des fig. 14A à 16B, le rapport E1/E2 est compris dans une plage de 1 E1/E2 d'aluminium A1 à A4. Les fig. 17A à 21A montrent des parties essentielles de thermographes d à analyse thermique différentielle pour les exemples A2 à A4, et les fig. 17B à 21B sont des photomicrographies montrant les structures métallographiques des moulages d'alliage d'aluminium a1 à a5 produits en utilisant les exemples comparatifs a1 à a5. Comme on peut le voir à partir du tableau 5, les conditions requises à la fois pour le rapport E1/E2 et la différence de température T2 - T1 n'ont pas été satisfaites. De ce fait, des vides de l'ordre d'un micromètre (partie noires) ont été générés à des limites dans chacun des moulages d'alliage d'aluminium ai, a2, a4 et a5, comme montré sur les fig. 18B, 20B et 21B. Dans le moulage d'alliage d'aluminium a3, la ségrégation et la coalescence d'un cristal primaire Si gris foncé semblable à un fragment ont été générées, comme montré sur la fig. 19B, parce que le rapport E1/E2 était égal à ou supérieur à 2,5 et de plus, des cavités de retrait noires ont été produites, comme montré sur la fig. 19B, du fait de la différence de température T2 - T1. Ceci apparait aussi à partir de la fig. 19C. Puis, chacun des moulages d'alliage d'aluminium Al à A4 et ai à a5 a été soumis à un traitement T6 dans des conditions présentées dans le tableau 6. Tableau 6 Traitement T6 Moulage Traitement de solution Traitement de d'alliage vieillissement d'aluminium Température Temps Type de Température Temps ( C) (h) refroidis ( C) (h) -sement A1 525 5 refroidis 190 18 -sement par eau A2 515 5 170 10 A3 540 S 170 5 A4 540 5 170 5 al 525 6 refroidis 190 5 -sement par eau a2 525 5 190 18 a3 490 5 175 8 a4 520 6 185 10 a5 530 5 175 8 Pour réaliser un essai de fatigue, six pièces d'essai comprenant chacune une partie parallèle ayant un diamètre de 4 mm et une longueur de 20 mm ont été fabriquées à partir de chacun des moulages d'alliage 2720016 d'aluminium A1 à A4 et ai à a5 résultant du traitement T6. Ces pièces d'essai ont été soumises à un essai avec différentes amplitudes de contrainte en utilisant une machine d'essai de fatigue hydraulique électrique pour déterminer le nombre de répétitions jusqu'à la fracture. A partir de ces données, une résistance à la fatigue au nombre de répétitions de 107 a été déterminée. Le tableau 7 présente ces résultats. Tableau 7 Résistance à la fatigue (MPa) LMoulage d'alliage Al 120 d'aluminium A2 140 A3 120 A4 120 Moulage d'alliage al 90 d'aluminium a2 95 a3 80 a4 80 a5 70 La fig. 22 est une représentation graphique illustrant les résistances à la fatigue des moulages d'alliage d'aluminium A1 à A4 et al à a5 présentés dans le tableau 7. Comme on peut le voir à partir du tableau 7 et de la fig. 22, chacun des moulages d'alliage d'aluminium Ai à A4 produits selon le procédé de thixomoulage en utilisant les exemples Ai à A4 des matériaux d'alliage d'aluminium a une résistance à la fatigue supérieure à celle des moulages d'alliage d'aluminium ai à a5 produits en utilisant les exemples comparatifs ai à a5 46 2720016 des matériaux d'alliage d'aluminium. De ce fait, il a été découvert que les exemples A1 à A4 sont appropriés comme matériaux alliés destinés au thixomoulage. Mode de réalisation III Un moulage d'alliage d'aluminium 14 montré sur la fig. 23 est produit selon un procédé de thixomoulage en utilisant un matériau d'alliage d'aluminium. Le moulage d'alliage d'aluminium 14 comprend une partie 14a d'épaisseur moyenne qui doit être connectée à une entrée 7 d'un dispositif 1 de moulage sous pression, une partie 14b plus mince connectée à la partie 14a d'épaisseur moyenne et ayant un volume relativement petit, et une partie 14c plus épaisse connectée à la partie 14b plus mince et ayant un volume relativement grand. Si l'épaisseur de la partie 14c plus épaisse est représentée par tl, et l'épaisseur de la partie 14b plus mince est représentée par t2, une relation t1 = 2 t2 est établie. Dans le dispositif 1 montré sur la fig. 24, une cavité 4 de formage du moulage comprend une zone 4a de formage de partie d'épaisseur moyenne à une partie inférieure, une zone 4b de formage de partie plus mince à une partie centrale, et une zone 4c de formage de partie épaisse à une partie supérieure. L'autre construction est semblable à celle du dispositif de moulage par pression montré sur la fig. 1. Par conséquent, des parties ou segments correspondant à ceux dans le dispositif montré sur la fig. 1 sont désignés par les mêmes caractères de référence, et leur description détaillée est omise. Le tableau 8 présente des compositions d'exemples A1 à A3 et d'exemples comparatifs al et a2 de matériaux d'alliage d'aluminium. Chacun de ces matériaux a été extrait d'un moulage continu long de haute qualité produit selon un procédé de moulage continu. En produisant le moulage, un traitement de sphéroïdisation 47 2720016 d'un cristal primaire a-Al a été réalisé. Chacun des exemples A1 et similaires a un diamètre de 76 mm et une longueur de 85 mm. Tableau 8 Matériau d'alliage Composants chimiques (% en poids) d' alliage d'aluminium Si Cu Mg Fe Zr Mn V Ti équilibre Exemple A1 0,17 10,3 - 0,18 0,18 0,27 0,1 0,05 A1 Exemple A2 5,3 2,9 0,3 0,12 - - - 0,01 AI Exemple A3 2,1 9,8 - 0,15 0,15 0,3 0,12 - A1 Exemple 6,2 3,1 0, 2 0,72 - - - 0,02 Ai comparatif al Exemple 2,6 2 4 0,13 - - - 0,03 Ai ccomparatif a2 L'exemple Ai a été soumis à une calorimétrie par analyse différentielle (DSC) pour fournir des résultats montrés sur les fig. 25 et 26. Dans un thermographe d à analyse thermique différentielle montré sur chacune des fig. 25 et 26, une valeur maximale El d'une première section e endothermique angulaire due à une fusion eutectique est égale à 2,7 mcal/s, et une valeur maximale E2 d'une deuxième section f endothermique angulaire due à une fusion d'un segment ayant un point de fusion plus élevé qu'un point eutectique est égale à 2,6 mcal/s. De ce fait, il a été confirmé que E1 > E2. D'autre part, dans le thermographe d à analyse thermique différentielle, une droite m des températures interconnectant un pic j de la première section e endothermique angulaire et une graduation des températures du pic j sur un axe k de température de chauffage coupe une ligne de base i qui interconnecte un point g de départ d'élévation dans la première 48 2720016 section e endothermique angulaire et un point h d'extrémité de chute dans la deuxième section f endothermique angulaire. Une ligne de division o divisant en deux parties égales un segment ml de la droite m des températures entre une première intersection n de la droite m des températures avec la ligne de base i et le pic i coupe un segment p de ligne ascendante de la première section e endothermique angulaire situé entre le point g de départ d'élévation et le pic j. Dans cette condition, la température T3 à une deuxième intersection q du segment p de ligne ascendante avec la ligne de division o est égale à 545 C. En outre, la température T1 au point g de départ d'élévation est égale à 540 C, et la température T4 au pic j est égale à 549 C. Si T4 - T1 = A Ta, A Ta est égal à 9 C, et si T3 - T1 = A Tb, A Tb est égal à 5 C. Par conséquent, dans l'exemple S1, une relation A Tb/ A Ta = 0,55, à savoir, A Tb/ A Ta température A Ta et A Tb. La zone d'une région suivante est représentée par St: une région qui est entourée par (1) la ligne de base i qui interconnecte le point g de départ d'élévation dans la première section e endothermique angulaire et le point h d'extrémité de chute dans la deuxième section f endothermique angulaire, (2) une première droite m des températures correspondant à la droite des températures décrite ci-dessus qui interconnecte le pic j de la première section e endothermique angulaire et la graduation des températures du pic j sur l'axe k de température de chauffage, et (3) le segment p de ligne ascendante de la première section endothermique angulaire situé entre le point g de départ d'élévation et le pic j. La ligne de division o divisant en deux parties égales le segment ml de la droite m des températures situé entre la première intersection n de la première droite m des températures avec la ligne de base i et le pic j interconnecte également le segment p de ligne ascendante. Là- dessus, la zone d'une région suivante est représentée par Sm: une région qui est entourée par (1) une deuxième droite r des températures qui interconnecte la deuxième intersection q de la ligne de division o avec le segment p de ligne ascendante et la graduation des températures de la deuxième intersection q sur l'axe k de température de chauffage, (2) une partie Pl du segment p de ligne ascendante situé entre le point g de départ d'élévation et une deuxième intersection q, et (3) la ligne de base i. Dans l'exemple A1, une relation Sm/St = 0,138, à savoir, Sm/ St 0,365, est établie entre à la fois les zones St et Sm. En mesurant les zones St et Sm, un planimètre a été utilisé. Afin d'établir la relation, A Tb/ A Ta 0,68 et/ou la relation Sm/St S 0,365, il est nécessaire de diminuer la quantité de Mg et similaire qui sont des composants additionnels ayant un bas point de fusion plutôt que de diminuer la quantité de Cu, Si et similaires qui sont des composants eutectiques, déplaçant ainsi une ligne de phase solide vers une tranche de température supérieure. Puis, l'exemple A1 a été placé dans le serpentin réchauffeur dans le dispositif de chauffage à induction et a ensuite été chauffé dans des conditions de fréquence de 1 kHz et de puissance de sortie maximale de 37 kW pour préparer un exemple semi-fondu A1 ayant des phases solide et liquide coexistant dans celui-ci. Dans ce cas, une proportion de phase solide est fixée dans une plage comprise entre 50 % (inclusif) et 60 % 2720016 (inclusif). Par la suite, l'exemple semi-fondu A1 (indiqué par un caractère 5) a été placé dans la chambre 6 et passé au moyen de l'entrée 7 et chargé dans la cavité 4, tout en étant pressurisé dans des conditions d'une vitesse de mouvement du piston de pressurisation 9 de 0, 07 m/s et d'une température de moulage de 250 C. Une force de pressurisation est appliquée à l'exemple A1 rempli dans la cavité 4 en retenant le piston de pressurisation 9 à la terminaison de la course, et l'exemple A1 a été solidifié sous pressurisation pour fournir un moulage d'alliage d'aluminium 14. Pour les résultats de la DSC montrés sur les fig. 27 à 31, la fig. 27 correspond à un exemple A2, et les fig. 28 et 29 correspondent à un exemple A3, tandis que la fig. 30 correspond à un exemple comparatif ai, la figure 31 correspondant à un exemple comparatif a2. En utilisant ces exemples A2 et A3 et les exemples comparatifs ai et a2, quatre moulages d'alliage d'aluminium ont été produits selon le même procédé de moulage que ceux décrits ci-dessus. Le tableau 9 présente les valeurs maximales E1 et E2, le rapport E1/E2, les plages de chute des températures A Ta et A Tb, le rapport A Ta/ A Tb, le rapport Sm/St des zones St et Sm pour les exemples A1 à A3 et les exemples comparatifs ai et a2, et la présence ou l'absence de défauts dans les moulages d'alliage d'aluminium produits à partir des exemples Aj à A3 et des exemples comparatifs aî et a2. Tableau 9 Matériau Valeur maximale Plage des chutes de Présence ou d'alliage (mcal/s) température ( C) Rapport Rapport absence d'aluminium El E2 A Ta A Th A Tb/ A Ta Sm/St de défauts Exemple A1 2,7 2,6 9 5 0,55 0,138 absence Exemple A2 4,9 4,2 35 24 0,68 0,364 absence Exemple A3 3,7 1,3 6 3 0,50 0,365 absence Exemple 4,4 1,4 45 36 0,80 0,438 présence comparatif ai _ Exemple 3,2 2,9 56 45 0,80 0,709 présence comparatif a2 52 2720016 Les fig. 32 à 34B sont des photomicrographies montrant chacune la structure métallographique de la partie plus épaisse 14c du moulage d'alliage d'aluminium 14. La fig. 32 correspond au cas o l'exemple A1 est utilisé; la fig. 33 correspond au cas o l'exemple A2 est utilisé; et les fig. 34A et 34B correspondent au cas o l'exemple comparatif al est utilisé. Comme on peut le voir à partir des fig. 32 et 33, dans le cas des moulages d'alliage d'aluminium produits en utilisant les exemples A1 et A2, il n'y a pas de défaut tel que des vides de l'ordre d'un micromètre générés dans la partie 14c plus épaisse du moulage 14 d'alliage d'aluminium 14, parce que la relation E1 > E2, est établie entre les valeurs maximales E1 et E2, et la relation A Ta/ A Tb 0,68 est établie entre les plages de chute des températures A Tb et A Ta. Dans ces cas- là, la relation Sm/St entre les zones St et Sm. Si la chaleur latente de la phase liquide est diminuée jusqu'à la moitié de la chaleur latente maximale libérée, à savoir, jusqu'à El/2 au cours de la solidification du matériau allié semi-fondu, la phase liquide est par la suite gélifiée, de sorte que la viscosité soit progressivement accrue. En particulier, ceci provoque une capacité d'alimentation dégradée de la phase liquide jusqu'à environ la phase solide dans la partie 14c plus épaisse du moulaqe d'alliage d'aluminium, d'o des vides de l'ordre du micromètre susceptibles d'être générés dans la partie 14c plus épaisse. Cette tendance est doublée parce que la zone 4b de formage de la partie plus mince se situe à une courte distance de la zone 4c de formage de la partie plus épaisse, comme montré sur la fig. 24. Puisque A Ta représente la plage de chute des 53 2720016 températures requises pour la phase liquide à solidifier, et A Tb représente la plage de chute des températures requises pour la phase gélifiée à partir de la phase liquide à solidifier, si le rapport A Tb/ A Ta est fixé dans la plage de A Tb/ A Ta 0,68, la plage des températures requises pour la phase gélifiée à solidifier est rétrécie et d'autre part, la plage des températures requises pour la phase gélifiée à produire à partir de la phase liquide est élargie. Ainsi, il est possible d'améliorer la capacité d'alimentation de la phase liquide jusqu'à environ la phase solide dans la partie 14c plus épaisse du moulage d'alliage d'aluminium 14 pour empêcher la génération de vides de l'ordre du micromètre. Puisque la zone st représente la quantité de chaleur latente libérée requise pour la solidification de la phase liquide, et puisque la zone Sm représente la quantité de chaleur latente libérée requise pour la phase gélifiée produite à partir de la phase liquide à solidifier, si le rapport Sm/St est fixé dans la plage de Sm/St 0,365, la quantité de chaleur latente libérée est diminuée et d'autre part, la quantité de chaleur latente libérée jusqu'à la production de la phase gélifiée à partir de la phase liquide est augmentée. Ainsi, il est possible d'améliorer la capacité d'alimentation de la phase liquide jusqu'à environ la phase solide dans la partie 14c plus épaisse du moulage d'alliage d'aluminium 14 pour empêcher la génération de vides de l'ordre du micromètre. Dans le cas du moulage d'alliage d'aluminium 14 produit en utilisant l'exemple comparatif al montré sur les fig. 34A et 34B, la relation E1 > E2 est établie, mais la relation A Tb/ A Ta 0,68 et/ou la relation Sm/St 54 2720016 de vides de l'ordre du micromètre dans la partie 14c plus épaisse. Dans n'importe lequel des moulages d'alliage d'aluminium, aucun défaut n'est généré dans la partie 14b plus mince. La fig. 35 montre la relation entre le rapport A Tb/ A Ta et la proportion de défauts dans la région dans la partie 14c plus épaisse. On peut voir à partir de la fig. 35 que des défauts sont générés lorsque A Tb/ A Ta > 0,68. La fig. 36 montre la relation entre le rapport Sm/St et la proportion de défauts dans la région dans la partie 14c plus épaisse. On peut voir à partir de la fig. 36 que des défauts sont générés lorsque Sm/St > 0,365. La proportion de défauts dans la région dans la partie plus épaisse a été mesurée en utilisant un dispositif de résolution d'image. Mode de réalisation IV Le tableau 10 présente des compositions d'exemples A1 à A7 et d'exemples comparatifs a1 et a2. L'exemple A1 est un alliage à base de Al-Si-Cu; les exemples A2 à A4 sont des alliages à base de Al-Si-Mg; les exemples A5 à A7 et les exemples comparatifs a1 sont des alliages à base de Al-Cu; et l'exemple comparatif a2 est un alliage à base de Al-Zn-Mg. Chacun des exemples et des exemples comparatifs a été extrait d'un moulage continu long de haute qualité produit selon un procédé de moulage continu. En produisant le moulage, un traitement de sphéroïdisation d'un cristal primaire a-Al a été réalisé. Chacun des exemples et des exemples comparatifs a un diamètre de 50 mm et une longueur de mm. Tableau 10 Ccmposants chimiques (% en poids) Matériau Matériau Si Cu Mg Fe Zr Zn Mn V Ti équilibre d'alliage d'aluminium Exemple A1 6,8 3,9 0,1 0,1 - 0,1 0,2 0,15 A1 Exemple A2 7 56 2720016 L'exemple Al a été soumis à une calorimétrie par analyse différentielle (DSC) pour fournir un résultat montré sur la fig. 37. Dans un thermographe d à analyse thermique différentielle montré sur la fig. 37, il existe une première section e endothermique angulaire due à une fusion eutectique, et une deuxième section f endothermique angulaire due à une fusion d'un segment ayant un point de fusion plus élevé qu'un point eutectique. Dans ce cas, la température T4 à un pic j de la première section e endothermique angulaire est égale à 559 C, et la température à un pic de la deuxième section f endothermique angulaire est égale à 579 C. Par conséquent, il a été découvert que la différence T5 - T4 entre les températures T4 et T5 est égale à 20 C. Puis, l'exemple AI a été placé dans un serpentin réchauffeur dans undispositif de chauffage à induction et a ensuite été chauffé dans des conditions de fréquence de 1 kHz, de puissance de sortie maximale de 30 kW et de temps de chauffage de 7 minutes pour préparer un exemple semi-fondu Ai ayant des phases solide et liquide coexistant dans celui-ci. Dans ce cas, une proportion de phase solide est fixée dans une plage comprise entre 40 % (inclusif) et 60 % (inclusif). Par la suite, l'exemple semi-fondu Ai (indiqué par un caractère 5) a été placé dans la chambre 6 et passé au moyen de l'entrée 7 et chargé dans la cavité 4, tout en étant pressurisé dans des conditions d'une vitesse de mouvement du piston de pressurisation 9 de 0,2 m/s et d'une température de moulage de 250 C. Une force de pressurisation est appliquée à l'exemple Aj rempli dans la cavité 4 en retenant le piston de pressurisation 9 à une terminaison d'une course, et l'exemple A1 a été solidifié sous pressurisation pour fournir un moulage d'alliage d'aluminium Ai. 57 2720016 Chacun des exemples A2 à A7 et des exemples comparatifs ai eta2 a été également soumis à la DSC. En outre, huit moulages d'alliage d'aluminium A2 à A7, a1 et a2 ont été produits selon le même procédé de moulage en utilisant les exemples A2 à A7 et les exemples comparatifs ai et a2. Dans ce cas, le temps de chauffage a été de 7 minutes comme décrit ci-dessus. En comparaison, un moulage d'alliage d'aluminium a3 a été produit pour un temps de chauffage fixé à 20 minutes dans un four à résistance électrique. Puis, chacun des moulages d'alliage d'aluminium Al à A7 et al à a3 a été soumis à un traitement T6 dans des conditions présentées dans le tableau 11. Tableau 11 Traitement T6 Moulage Traitement de solution Traitement de d'alliage vieillissement d'aluminium Température Temps Type de Température Temps ( C) (h) refroidis ( C) (h) -sement Ai 500 5 refroidis 160 5 -sement par eau A2 540 170 A3 A4 515 10 A5 525 190 18 A6 A7 al 525 8 refroidis 160 9 -sement par eau a2 a3 465 125 28 58 2720016 Pour réaliser un essai de fatigue, huit pièces d'essai comprenant chacune une partie parallèle ayant un diamètre de 4 mm et une longueur de 20 mm ont été fabriquées à partir de chacun des moulages d'alliage d'aluminium A1 à A7 et ai à a3 résultant du traitement T6. Chacune des pièces d'essai a été soumise à un essai avec différentes amplitudes de contrainte à température ambiante en utilisant une machine d'essai de fatigue hydraulique électrique pour déterminer le nombre de répétitions jusqu'à la fracture. A partir de ces données, une résistance à la fatigue S1 au nombre de répétitions de 107 a été déterminée. Le tableau 7 présente ces résultats. Les fig. 38 à 43, 44 et 45 montrent des thermographes à analyse thermique différentielle pour les exemples A2 à A7 et les exemples comparatifs ai et a2. Le tableau 12 présente les températures aux pics j des première et deuxième sections e et f endothermiques angulaires, la différence T5 - T4 entre les températures T4 et T5, le temps de chauffage et la température de moulage pour les exemples Ai à A7 et les exemples comparatifs ai et a2, aussi bien que la présence ou l'absence de vides, la présence ou l'absence de la coalescence du cristal primaire a-Al et la résistance à la fatigue S1 pour les moulages d'alliage d'aluminium Al à A7 et ai à a3. Tableau 12 Matériau Matériau d'alliage d'aluminium Présence ou Résistance d'alliage Présence absence de à la d'aluminium Température aux Différence Temps de Température ou absence coalescence de fatigue S1 pics chauffage de moulage de vides cristaux (MPa) primaires a-Al T4 ( C) T5 ( C) T5- T4( C) (minute) ( C) A1 559 579 20 7 572 absence absence 120 A2 580 619 39 590 120 A3 578 618 40 588 120 A4 571 624 53 594 140 Ln A5 549 623 74 595 130 A6 547 626 79 612 130 A7 549 629 80 605 130 al 630 640 10 7 586 présence absence 80 a3 630 640 10 20 586 absence présence 90 a2 481 586 105 7 573 présence absence 60 2720016 La fig. 46 est une photomicrographie montrant la structure métallographique du moulage d'alliage d'aluminium A7. Les fig. 47A, 48 et 49 sont des photomicrographies montrant les structures métallographiques des moulages d'alliage d'aluminium al, a3 et a2, respectivement. Comme on peut le voir à partir des fig. 37 à 43 et 46 et du tableau 12, les moulages d'alliage d'aluminium A1 à A7 ont été produits à partir des exemples Al à A7 avec la différence T5 - T4 entre les températures fixée dans une plage de 20 C coalescence du cristal primaire a-Al. De plus, la diffusion du cristal primaire a-Al est effectuée activement comme résultat de l'élargissement de la plage des températures permettant la coexistence des phases solide et liquide, et par conséquent, la sphéroïdisation précise et la dispersion uniforme du cristal primaire a-Al sont favorisées, et la génération de cavités de retrait est également évitée. De ce fait, chacun des moulages d'alliage d'aluminium A1 à A7 a une bonne qualité de moulage et une excellente résistance à la fatigue. Dans le cas du moulage d'alliage d'aluminium al montré sur les fig. 47A et 47B, des vides ont été générés du fait de l'inclusion d'air apparaissant pendant que le matériau est versé, parce que la différence T5 - T4 entre les températures dans l'exemple comparatif ai a été inférieure à 20 C, et le temps de chauffage a été aussi court que 7 minutes. 61 2720016 Dans le cas du moulage d'alliage d'aluminium a3 montré sur la fig. 48, le cristal primaire a-Al (partie massive) s'est fusionné parce que le temps de chauffage pour l'exemple comparatif a3 a été aussi long que 20 minutes. Dans le cas du moulage d'alliage d'aluminium a2 montré sur la fig. 48, des cavités de retrait et ainsi, des vides (parties noires) ont été générés au cours de la solidification, parce que la différence T5 - T4 entre les températures dans l'exemple comparatif a3 était supérieure à 80 OC. Par comparaison, en utilisant les exemples A1 à A7 et les exemples comparatifs ai et a2, des extrudats d'alliage d'aluminium Ai à A7, ai et a2 ont été produits selon un procédé d'extrusion dans des conditions de température d'extrusion comprise entre 350 et 420 C, une température de conteneur de 300 C, une température de matrice de 250 C, un diamètre d'alésage de matrice de 35 mm et un rapport d'extrusion de 4,7. Chacun des extrudats d'alliage d'aluminium A1 à A7, al et a2 a été soumis à un traitement T6 dans les mêmes conditions que celles des moulages d'alliage d'aluminium Ai à A7, ai et a2 (voir tableau 11). Puis, des pièces d'essai semblables à celles décrites ci- dessus ont été fabriquées à partir des extrudats d'alliage d'aluminium A1 à A7, ai et a2 et soumises à un essai de fatigue semblable à celui décrit ci-dessus pour déterminer une résistance à la fatigue S2 au nombre de répétitions de 107. Le tableau 13 présente le rapport de résistance S1/S2 de la résistance à la fatigue S1 de chacun des moulages d'alliage d'aluminium Ai à A7, al, a3 et a2 à la résistance à la fatigue S2 de chacun des extrudats d'alliage d'aluminium A1 à A7, ai, a3 et a2. Dans le 62 2720016 tableau 13, l'extrudat d'alliage d'aluminium a3 est le même que l'extrudat d'alliage d'aluminium ai. Tableau 13 Extrudat d'alliage Résistance à la Rapport de d'aluminium fatigue S2 (MPa) résistance Sl/S2 A1 120 1,0 A2 120 1,0 A3 120 1,0 A4 140 1,0 A5 130 1,0 A6 130 1,0 A7 130 1,0 ai 100 0,8 a3 100 0,9 a2 110 0,5 La fig. 50 est une représentation graphique illustrant la relation entre la différence T5 - T4 entre les températures et le rapport de résistance S1/S2 pour les exemples A1 à A7 et les exemples comparatifs al et a2. Sur la fig. 50, des points Ai à A7, al et a2 correspondent aux cas o les exemples A1 à A7 et les exemples comparatifs al et a2 ont été utilisés, respectivement. Un point a3 correspond au cas o le temps de chauffage pour l'exemple comparatif ai était de 20 minutes. Comme on peut le voir à partir des fig. 50 et du tableau 13, si les exemples A1 à A7 sont utilisés, les moulages d'alliage d'aluminium A1 à A7 ayant une résistance à la fatigue équivalente à celle des extrudats d'alliage d'aluminium A1 à A7 peuvent être 63 2720016 produits. Même à partir de cela, on peut aussi voir que la différence T5 T4 entre les températures peut être fixée dans la plage comprise entre 20 C traitement de sphéroïdisation d'un cristal primaire a- Al a été réalisé. Chacun des exemples et des exemples comparatifs a un diamètre de 50 mm et une longueur de 65 mm. Tableau 14 Matériau Composants chimiques (% en poids) d'alliage d'aluminium Si Cu Mg Fe Zr Zn Mn V Ti équilibre Exemple A1 0,15 12,2 - 0,18 0,15 - 0,3 0,1 0,05 Ai Exemple A2 0, 17 10,3 - 0,18 0,18 - 0,27 0,1 0,05 Ai Exemple A3 0,18 8,2 - 0,18 0,2 - 0,25 0,1 0,05 Ai Exemple A4 0,1 18 - 0,18 0, 15 - 0,3 0,1 0,05 Ai Exemple 7 2720016 L'exemple A1 a été soumis à une calorimétrie par analyse différentielle (DSC) pour fournir un résultat montré sur la fig. 51. Dans un thermographe d à analyse thermique différentielle montré sur la fig. 51, il existe une première section e endothermique angulaire due à une fusion eutectique, et une deuxième section f endothermique angulaire due à la fusion d'un segment ayant un point de fusion plus élevé qu'un point eutectique. La deuxième section f a, entre un pic v de celle-ci et un point d'extrémité de chute de la première section e endothermique angulaire, une partie x en pente douce s'étendant le long d'une ligne de base i qui interconnecte un point g de départ d'élévation de la première section e endothermique angulaire et un point h d'extrémité de chute de la deuxième section f endothermique angulaire. La température T1 au point g de départ d'élévation dans la première section e endothermique angulaire est de 537 C, et la température T4 au pic j est égale à 549 C. La température T5 au pic v dans la deuxième section f endothermique angulaire est égale à 623 C, et la température T2 au point h d'extrémité de chute est égale à 629 C. Par conséquent, une plage des températures Tc (= T1 - T2) coexistant dans les phases solide/liquide entre le point g de départ d'élévation de la première section e endothermique angulaire et le point h d'extrémité de chute de la deuxième section f endothermique angulaire f est égale à 92 C, et une plage des températures Td (= T5 - T4) pic à pic entre les pics j et v des première et deuxième sections e et f endothermiques est égale à 74 C. Dans ce cas, la proportion Rt (Td/Tc x 100) de la plage des températures Td pic à pic dans la plage des températures Tc coexistant dans les phases solide/liquide est de 80 %. 66 2720016 Puis, l'exemple A1 a été placé dans le serpentin réchauffeur dans le dispositif de chauffage à induction et a ensuite été rapidement chauffé pendant 4 minutes jusqu'à une température de moulage T6 (= 595 C) dans des conditions de fréquence de 1 kHz et une puissance de sortie maximale de 25 kW pour préparer un exemple semi-fondu Al ayant des phases solide et liquide coexistant dans celui-ci. Dans ce cas, une proportion de phase solide est fixée dans une plage comprise entre 40 % (inclusif) et 60 % (inclusif). Par la suite, l'exemple semi-fondu Ai (indiqué par un caractère 5) a été placé dans la chambre 6 et passé au moyen de l'entrée 7 et chargé dans la cavité 4, tout en étant pressurisé dans des conditions de température de moulage de 595 C, d'une vitesse de mouvement du piston de pressurisation 9 de 0,2 m/s et d'une température de moulage de 250 C. Une force de pressurisation est appliquée à l'exemple A1 rempli dans la cavité 4 en retenant le piston de pressurisation 9 à la terminaison de la course, et l'exemple A1 a été solidifié sous pressurisation pour fournir un moulage d'alliage d'aluminium Ai. Les exemples A2 à A4 et les exemples comparatifs al à a3 ont été également soumis à la DSC, et en outre, en utilisant ces exemples et ces exemples comparatifs, six moulages d'alliage d'aluminium A2 à A4 et a1 à a3 ont été produits selon le même procédé de moulage. Les fig. 52 à 54 montrent des thermographes d à analyse thermique différentielle pour les exemples A2 à A4, et les fig. 55 à 57 montre des thermographes d à analyse thermique différentielle pour les exemples comparatifs ai à a3. On peut voir par comparaison des fig. 52 à 54 avec les fig. 55 à 57 que, pour chacun des exemples A2 à A4 montrés sur les fig. 52 à 54, il existe une partie x en pente douce, mais pour chacun des exemples comparatifs al à a3 montrés sur les fig. 67 2720016 à 57, il n'existe aucune partie x en pente douce. Le tableau 15 présente la température Tc coexistant dans les phases solide/liquide, la plage des températures Td pic à pic, et la proportion Rt de la plage des températures Td pic à pic dans la plage des températures Tc coexistant dans les phases solide/liquide pour les exemples Ai à A4 et les exemples comparatifs aî à a3, et la structure métallographique des moulages d'alliage d'aluminium Al à A4 et al à a3 correspondants. Tableau 15 Matériau d'alliage Plage Tc des Plage Td des Proportion Rt Structure d'aluminium températures températures pic à (%) métallographique coexistant en phases pic (OC) du moulage solide et liquide c) Exemple A1 (moulage A1) 92 74 80 uniforme Exemple A2 (moulage A2) 96 80 83 uniforme Exemple A3 (moulage A3) 94 79 84 uniforme Exemple A4 (moulage A4) 59 41 69 substantiellement uniforme Exemple comparatif al 72 40 56 non- uniforme (moulage al) Exemple comparatif a2 95 53 56 non-uniforme Emoulage at) Exemple comparatif a3 61 39 64 non-uniforme (moulage a3) 69 2720016 La fig. 58 est une photomicrographie montrant la structure métallographique du moulage d'alliage d'aluminium A1, et la fig. 59 est une photomicrographie montrant la structure métallographique du moulage d'alliage d'aluminium A2. on peut voir à partir des fig. 58 et 59 que chacun des exemples A1 et A2 a une structure métallographique extrêmement uniforme, il a été néanmoins produit en chauffant rapidement chacun des exemples A1 et A2. La fig. 60 est une photomicrographie montrant la structure métallographique du moulage d'alliage d'aluminium A4. Comme il ressort de la fig. 60, une phase solidifiée a-Al quelque peu plus importante est observée dans le moulage d'alliage d'aluminium A4, mais la structure métallographique du moulage d'alliage d'aluminium A4 est substantiellement uniforme. La fig. 61 est une photomicrographie montrant la structure métallographique du moulage d'alliage d'aluminium ai. Comme il ressort de la fig. 60, la distribution de la phase liquide dans le moulage d'alliage d'aluminium ai n'a pas été uniformisée à cause du chauffage rapide de l'exemple comparatif A1 et par conséquent, les phases solidifiées a-Al se sont agglomérées pour fournir la structure métallographique non-uniforme. Ceci est valable pour les moulages d'alliage d'aluminium a2 et a3. On peut voir un exemple suivant à partir des résultats ci-dessus. Afin de produire un moulage d'alliage d'aluminium ayant une structure métallographique uniforme, il est nécessaire que la deuxième section f endothermique angulaire ait une partie x en pente douce dans le thermographe d à analyse thermique différentielle, comme décrit ci- * dessus, et la proportion Rt de la plage des températures Td pic à pic dans la température Tc 2720016 coexistant dans les phases solide/liquide se situe dans la plage comprise entre Rt 2 69 %, comme dans les exemples A1 à A4. Dans les exemples Ai à A4 ayant une telle caractéristique thermique, la plage des températures entre le point d'extrémité de chute de la première section e endothermique angulaire et le pic v de la deuxième section f endothermique angulaire est large et par conséquent, la gélification de la périphérie extérieure de la phase solide est favorisée. Ceci améliore la compatibilité entre les phases solide et liquide, il est ainsi possible d'éviter le désavantage de la génération de vides de l'ordre d'un micromètre à une limite entre les phases solide et liquide. Par comparaison, en utilisant les exemples A1 à A4 et les exemples comparatifs al à a3, sept moulages d'alliage d'aluminium B1 à B4 et b1 à b3 correspondant aux exemples A1 à A4 et aux exemples comparatifs al à a3 ont été produits selon le même procédé de moulage dans les mêmes conditions, sauf que les exemples Ai à A4 et les exemples comparatifs ai à a3 ont été chauffés (selon une méthode de chauffage normale) jusqu'à la température de moulage T6 dans des conditions de fréquence de 1 kHz, de puissance de sortie maximale de 12 kW et de temps de chauffage de 7 minutes. La structure métallographique de chacun des moulages d'alliage d'aluminium B1 à B4 et b1 à b3 a été observée au microscope, et le résultat a montré que la structure métallographique était uniforme. Puis, chacun des moulages d'alliage d'aluminium A1 à A4, B1 à B4, al à a3 et b1 à b3 a été soumis à un traitement T6 dans des conditions présentées dans le tableau 16. 71 2720016 Tableau 16 Traitement T6 Moulage Traitement de solution Traitement de d'alliage vieillissement d'aluminium Température Temps Type de Température Temps ( C) (h) refroidis ( C) (h) -sement A1,B1 525 5 refroidis 190 18 -sement A2,B2 par eau A3,B3 A4,B4 al,bl 540 5 refroidis 170 5 -sement a2,b2 515 par eau 10 a3,b3 540 5 Pour réaliser un essai de fatigue, dix pièces d'essai comprenant chacune une partie parallèle ayant un diamètre de 4 mm et une longueur de 20 mm ont été fabriquées à partir de chacun des moulages d'alliage d'aluminium Al à A4, B1 à B4, ai à a3 et b1 à b3 résultant du traitement T6. Ces pièces d'essai ont été soumises à un essai avec différentes amplitudes de contrainte en utilisant une machine d'essai de fatigue hydraulique électrique pour déterminer le nombre de répétitions jusqu'à la fracture. A partir de ces données, une résistance à la fatigue au nombre de répétitions de 107 a été déterminée. Le tableau 17 présente les résultats. Dans un point du rapport de résistance présenté dans le tableau 17, le chauffage rapide/chauffage normal signifie qu'une valeur de résistance à la fatigue, par exemple pour l'alliage d'aluminium A1 produit par chauffage rapide, est divisée par une valeur de résistance à la fatigue pour l'alliage d'aluminium B1 produit par 72 2720016 chauffage normal. Tableau 17 Résistance à la fatigue Rapport de résistance Moulage (MPa) de fatigue de chauffage d'alliage Chauffage Chauffage rapide/chauffage normal d'aluminium rapide normal A1 130 - 1,0 B1 - 130 A2 130 - 1,0 B2 - 130 A3 130 - 1,0 B3 - 130 A4 100 - 0,95 B4 - 105 al 100 - 0,8 b1 - 120 a2 110 - 0,8 b2- 140 a3 100 - 0,8 b3 - 120 La fig. 62 est une représentation graphique de la relation entre la proportion Rt de la plage des températures Td pic à pic dans la température Tc coexistant dans les phases solide/liquide et le rapport de résistance à la fatigue pour les moulages d'alliage d'aluminium Ai et B2 et similaires présentés dans les tableaux 15 et 17. Sur la fig. 60, les points A1 à A4 correspondent aux cas o les exemples Ai à A4 ont été utilisés, et les points al à a3 correspondant aux cas 73 2720016 o les exemples comparatifs ont été utilisés. Comme il ressort des tableaux 15 et 17 et de la fig. 62, chacun des moulages d'alliage d'aluminium A1 à A4 produits en utilisant les exemples Ai à A4 par chauffage rapide a une résistance à la fatigue équivalente à celle des moulages d'alliage d'aluminium B1 à B4 produits par chauffage normal. Ceci parce que chacun des moulages d'alliage d'aluminium A1 à A4 a une structure métallographique uniforme, comme les moulages d'alliage d'aluminium B1 à B4. La non- uniformisation de la structure métallographique est due au fait que la proportion Rt dans les exemples A1 et similaires est égale ou supérieure à 69 % (Rt > 69 %). D'autre part, chacun des moulages d'alliage d'aluminium ai à a3 produits en utilisant les exemples comparatifs ai à a3 par chauffage rapide a une faible résistance à la fatigue, par comparaison avec les moulages d'alliage d'aluminium b1 à b3 produits par chauffage normal. Ceci parce que la structure métallographique des moulages d'alliage d'aluminium ai à a3 est non-uniforme. La non-uniformisation de la structure métallographique est due au fait que la proportion Rt dans les exemples comparatifs al et similaires est inférieure à 69 %. Mode de réalisation VI Le tableau 18 présente les compositions de matériaux d'alliage d'aluminium Ai à A5. Chacun des exemples A1 à A5 a été extrait du moulage continu long de haute qualité produit selon un procédé de moulage continu. En produisant le moulage, un traitement de sphéroïdisation d'un cristal primaire a-Al a été réalisé. Chacun des exemples A1 à A5 a un diamètre de mm et une longueur de 65 mm. 74 2720016 Tableau 18 Matériau Composants chimiques (% en poids), d'alliage Si Cu Mg Fe Ti équilibre d'aluminium 12 A1 0,15 12,2 - 0,18 0,15 A1 A2 5,3 2,9 0,3 0,12 0,01 A1 A3 7 A4 0,12 10,3 - 0,1 0,05 A1 A5 0,18 8,2 - 0,18 0,05 Al L'exemple Ai a été soumis à une calorimétrie par analyse différentielle (DSC) pour fournir un résultat montré sur la fig. 63. Dans un thermographe d à analyse thermique différentielle sur la fig. 63, il existe une première section e endothermique angulaire due à une fusion eutectique, et une deuxième section f endothermique angulaire due à une fusion d'un segment ayant un point de fusion plus élevé qu'un point eutectique. La température T1 à un point g de départ d'élévation dans la première section e endothermique angulaire est égale à 537 OC, et la température T7 à un point u d'extrémité de chute est égale à 561 C. La température T5 dans un pic v dans la deuxième section f endothermique angulaire est égale à 624 OC. Puis, l'exemple A1 a été placé de manière verticale dans le serpentin réchauffeur dans le dispositif de chauffage à induction et il a été ensuite chauffé jusqu'à une température de moulage T6 de 595 C dans des conditions montrées sur la fig. 64 pour préparer un exemple semi- fondu Al ayant des phases solide et liquide coexistant dans celui-ci. Lorsque la température de l'exemple Ai a été dans la plage comprise entre 30 C et la température T1 de 537 C au point de départ d'élévation, la fréquence a été fixée à 2720016 1 kHz, et la sortie de puissance a été fixée à 20 kW. Lorsque la température de l'exemple A1 a été dans une plage comprise entre la température T1 de 537 C au point g de départ d'élévation et la température T7 de 561 C au point u d'extrémité de chute, la fréquence a été fixée à 1 kHz, et la puissance de sortie a été fixée à 15 kW. En outre, lorsque la température de l'exemple A1 a été dans une plage comprise entre la température T7 de 561 C au point u d'extrémité de chute et la température T6, la fréquence a été de 1 kHz, et la puissance de sortie maximale a été fixée à 3 kW. Ainsi, la vitesse a d'élévation de température moyenne pour l'exemple Ai entre le point g de départ d'élévation et le point u d'extrémité d'élévation a été contrôlé à 0,23 C/s, tandis que la vitesse B d'élévation de température moyenne pour l'exemple A1 entre le point u d'extrémité de chute et la température de moulage T6 a été contrôlée à 0,18 C/s. Dans ce cas, la proportion de phase solide dans l'exemple A1 se situe dans la plage comprise entre 40 % (inclusif) et % (inclusif). La mesure de la température de l'exemple Ai a été réalisée en insérant un thermocouple dans un trou de mesure ouvert au centre de la surface inférieure de l'exemple Ai. Par la suite, l'exemple semi-fondu Al (indiqué par un caractère 5) a été placé dans la chambre 6 et passé au moyen de l'entrée 7 et chargé dans la cavité 4, tout en étant pressurisé dans des conditions de température de moulage T6 de 595 C, d'une vitesse de mouvement du piston de pressurisation 9 de 0,2 m/s et une température de moulage de 250 C. Une force de pressurisation est appliquée à l'exemple A1 rempli dans la cavité 4 en retenant le piston de pressurisation 9 à la terminaison de la course, et l'exemple A1 a été solidifié sous pressurisation pour fournir un moulage 76 2720016 d'alliage d'aluminium All. En utilisant l'exemple A1, un moulage d'alliage d'aluminium A12 a également été produit selon un procédé de moulage semblable, sauf que les vitesses a et B d'élévation de température moyennes ont été modifiées. Les exemples A2 à A5 ont également été soumis à la DSC, et en outre, en utilisant ces exemples A2 à A5, huit moulages d'alliage d'aluminium A21, A31, A41, A51, A22, A32, A42, et A52 ont été produits selon le même procédé de moulage. Les fig. 65 à 68 montrent des thermographes d à analyse thermique différentielle pour les exemples A2 à A5, respectivement. Chacun des moulages d'alliage d'aluminium All à A51 et A12 à A52 a été observé au microscope pour déterminer la présence ou l'absence de vides de l'ordre d'un micromètre et la dimension de a-Al. La fig. 69A est une photomicrographie montrant la structure métallographique du moulage d'alliage d'aluminium All, dans lequel une partie granulaire relativement grande est a-Al. On peut voir à partir de la fig. 69A que des vides, comme décrit, ont été générés dans le moulage d'alliage d'aluminium All. La fig. 69B montre comment mesurer la dimension d'une phase a-Al. Dans la mesure de la dimension d'une phase a-Al, deux droites L1 et L2 se coupant sont d'abord tirées afin de traverser une pluralité de phases a-Al et ensuite, la longueur d'un segment de ligne La de chacune des droites L1 et L2 dans chacune des phases a-Al est mesurée, déterminant ainsi la valeur moyenne des longueurs. Ainsi, la valeur moyenne des longueurs de tous les segments de ligne La d'une droite L1 est de (25 pm + 35 pm + 67,5 pm)/3 = 42,5 pm, et la valeur moyenne des longueurs de tous les segments de ligne La de l'autre droite L2 est de (60 pm + 40 pm 77 2720016 + 75 jm)/3 = 58,3 pm. Par la suite, une valeur moyenne de telles valeurs moyennes est en outre déterminée et définie comme la dimension de la phase a-Al. Ainsi, la dimension de la phase a-Al est de (42,5 m + 58,3 pm)/2 =50 Mm. La fig. 70 A est une photomicrographie montrant la structuremétallographique du moulage d'alliage d'aluminium A12, dans lequel une grande partie est une phase a-Al. On peut voir que des vides, comme décrits ci-dessus, ont été générés dans le moulage d'alliage d'aluminium A12, comme montré également sur la fig. B. Dans ce cas, une valeur moyenne des longueurs de tous les segments de ligne La d'une droite L1 est de (62,5 pm + 60 pm)/2 = 61,25 Im, et une valeur moyenne des longueurs de tous les segments de ligne La de l'autre droite L2 est de (40 Am + 67,5 pm + 87,5 Hm/3 = Mm. Par conséquent, la dimension de la phase a-Al est de (61,25 gm + 65 pm)/2 = 63 pm. Chacun des moulages d'alliage d'aluminium Ail à A51 et A12 à A52 a été soumis à un traitement T6. Puis, pour réaliser un essai de fatigue, dix pièces d'essai comprenant chacune une partie parallèle ayant un diamètre de 4 mm et une longueur de 20 mm ont été fabriquées à partir de chacun des moulages d'alliage d'aluminium All à As51 et A12 à A52 résultant du traitement T6. Chacune des pièces d'essai a été soumise à un essai avec différentes amplitudes de contrainte en utilisant une machine d'essai de fatigue hydraulique électrique pour déterminer le nombre de répétitions jusqu'à la fracture. A partir de ces données, une résistance à la fatigue au nombre de répétitions de 107 a été déterminée. Le tableau 19 montre les vitesses a et B d'élévation de température, le rapport a/ B, la 78 2720016 dimension de la phase a-Al, la présence ou l'absence de vides et la résistance à la fatigue pour les moulages d'alliage d'aluminium All à A51 et A12 à A52. Tableau 19 Moulage Vitesse a Vitesse p Rapport a/p Dimension de Présence et Résistance à d'alliage d'élévation de d'élévation de a-Al absence de la fatigue d'aluminium température température vides (MPa) moyenne ( C/s) moyenne ( C/s) All 0,23 0,18 1,3 50 absence 130 A12 0,18 0,20 0,9 63 présence 90 A21 0,31 0,29 1,1 150 absence 140 A22 0,30 0,12 0,9 150 présence 100 A31 0,34 0,12 2,8 110 absence 110 A32 0,14 0,18 0,8 129 présence 90 A41 1,40 0,26 5,4 120 absence 130 A42 0,26 0,32 0,8 140 présence 90 A51 0,58 0,19 3,1 140 absence 130 A52 0,30 0,36 0,8 150 présence 90 2720016 La fig. 71 est une représentation graphique illustrant la relation entre le rapport a/ B et la résistance à la fatigue pour les moulages d'alliage d'aluminium All à A51 et A12 à A52 qui est prise à partir du tableau 19. Comme il ressort du tableau 19 et de la fig. 71, chacun des moulages d'alliage d'aluminium All à A51 produit avec le rapport a/ B entre à la fois les vitesses d'élévation de température a et B fixées dans une plage de a/ B > 1, a une résistance à la fatigue améliorée, par comparaison aux moulages d'alliage d'aluminium A12 à A52 correspondants. Comme on peut le voir par comparaison des moulages d'alliage d'aluminium All et A12; A31 et A32; A41 et A42; A51 et A52 les uns avec les autres, la dimension de la phase a-Al peut être maintenue inférieure, lorsque la vitesse a de température moyenne est supérieure. Les moulages d'alliage d'aluminium A21 et A22 ont la même dimension que la phase a-Al, du fait de la vitesse d'élévation de température moyenne substantiellement égale. Comme on peut également le voir par comparaison des moulages d'alliage d'aluminium A11 et A12; A31 et A32; A41 et A42; A51 et A52 les uns avec les autres, il est possible d'empêcher la génération de vides de l'ordre d'un micromètre en fixant les vitesses d'élévation de température a et B3, de sorte que la vitesse a d'élévation de température moyenne soit inférieure à la vitesse B d'élévation de température moyenne. Ceci est attribuable au fait que le profil de la température de la phase liquide a été uniformisé, et que la périphérie extérieure de la phase solide a été gélifiée pour fournir une compatibilité améliorée entre les phases solide et liquide. 81 2720016 Mode de réalisation VII Le tableau 20 présente la composition d'un matériau A357 qui est un matériau d'alliage d'aluminium. Le matériau d'alliage d'aluminium a été extrait d'un moulage continu long de haute qualité produit selon un procédé de moulage continu. En produisant le moulage, le traitement de sphéroïdisation d'un cristal primaire a-Al a été réalisé. Le matériau d'alliage d'aluminium a un diamètre de 50 mm et une longueur de 65 mm. Tableau 20 Matériau Ccmuposants chimiques (% en poids) d'alliage d'aluminium Si Mg Fe Sr équilibre 7,9 0, 57 0,1 0,034 Al Le matériau d'alliage d'aluminium a été soumis à une calorimétrie par analyse différentielle (DSC) pour fournir un résultat montré sur la fig. 72. Dans un thermographe d à analyse thermique différentielle sur la fig. 72, il existe une première section e endothermique angulaire due à une fusion eutectique, et une deuxième section f endothermique angulaire due à une fusion d'un segment ayant un point de fusion plus élevé qu'un point eutectique. La température T1 à un point g de départ d'élévation dans la première section e endothermique angulaire est égale à 556 OC, et la température T7 à un point u d'extrémité de chute est égale à 580 C. La température T5 à un pic v dans la deuxième section f endothermique angulaire est égale à 598 C. Puis, l'exemple Al a été placé dans le serpentin réchauffeur dans le dispositif de chauffage à induction et est ensuite chauffé dans des conditions de fréquence de 1 kHz et de puissance de sortie maximale de 30 kW 82 2720016 pour préparer un exemple semi-fondu ayant des phases solide et liquide coexistant dans celui-ci. Dans ce cas, la proportion de phase solide est fixée dans une plage comprise entre 40 % (inclusif) et 60 % (inclusif). Par la suite, l'exemple semi-fondu 5 a été placé dans la chambre 6 et passé au moyen de l'entrée 7 et chargé dans la cavité 4, tout en étant pressurisé dans des conditions de température de moulage de 595 C, d'une vitesse de mouvement du piston de pressurisation 9 de 0,2 m/s et d'une température de moulage de 250 C. Une force de pressurisation est appliquée au matériau d'alliage d'aluminium 5 rempli dans la cavité 4 en retenant le piston de pressurisation 9 à la terminaison de la course, et le matériau d'alliage d'aluminium 5 semi-fondu a été solidifié sous pressurisation pour fournir un moulage d'alliage d'aluminium Al. Cinq moulages d'alliage d'aluminium A2 à A7 ont été également produits selon le procédé de moulage dans les mêmes conditions que celles décrites ci-dessus, sauf que la température de moulage T6 a été modifiée. Chacun des moulages d'alliage d'aluminium Al à A7 a été soumis à un traitement T6 qui comprend un chauffage pendant 5 heures à 540 C suivi par un refroidissement par eau, et un chauffage pendant 5 heures à 170 C suivi par un refroidissement par eau. Une pièce d'essai extensible comprenant une partie parallèle ayant un diamètre de 4 mm et une longueur de mm et une pièce d'essai de résistance Charpy JIS n 3 ont été fabriquées à partir de chacun des moulages d'alliage d'aluminium Al à A7 et soumis à un essai de traction et à un essai de résistance Charpy. Le tableau 21 présente la température de moulage T6, le résultat de l'essai et similaires pour les moulages d'alliage d'aluminium Al à A7. Tableau 21 Moulage Température Vitesse ( C/s) de Présence Résistance Résistance Extension Valeur de d'alliage de moulage refroidissement au ou absence à la à l'épreuve de rupture résistance d'aluminium T6 ( C) cours de la de cristal traction 0,2 % (MPa) (%) Charpy réaction eutectique primaire (MPa) (J/cm'2) A1 595 77 absence 325 265 12 6 A2 590 79 absence 320 260 12 6,2 A3 585 81 absence 319 254 il11 5,8 A4 580 83 absence 315 250 9 5,1 A5 577 85 présence 342 311 7 3,9 A6 575 85 présence 345 320 6 3,5 A7 570 86 présence 350 325 5 3 84 2720016 La fig. 73 montre une partie essentielle d'une courbe de refroidissement pour le matériau d'alliage d'aluminium au cours de la production du moulage d'alliage d'aluminium A3. La température au point de départ Y1 dans une réaction eutectique est de 552 C; la température à une fin Y2 est de 535,8 C; et un temps z de réaction eutectique entre le point de départ Y1 et la fin Y2 est de 0,2 seconde. Par conséquent, une vitesse de réaction pendant la réaction eutectique est de 81 C/s. La fig. 74 est une photomicrographie montrant la structure métallographique du moulage d'alliage d'aluminium A1. On peut voir à partir de la fig. 74 que la structure métallographique du moulage d'alliage d'aluminium Al est formée de cristaux primaires a-Al légèrement colorés, et de parties à structure eutectique de couleur sombre remplies entre les cristaux primaires a-Al, et ne comprend aucun cristal Si (un élément d'alliage) précipité dans celle-ci. La fig. 75 est une photomicrographie montrant la structure métallographique du moulage d'alliage d'aluminium A5. On peut voir à partir de la fig. 75 qu'un grand nombre de cristaux primaires angulaires Si ont été précipités dans la structure eutectique et le cristal primaire a-Al. La fig. 76 est une représentation graphique illustrant la relation entre la température de moulage T6, la vitesse de refroidissement pendant la réaction eutectique, l'extension de rupture et la valeur de résistance Charpy qui est prise à partir du tableau 21. Sur la fig. 76, les points Al à A7 correspondent aux moulages d'alliage d'aluminium A1 à A7, respectivement. Pour les moulages d'alliage d'aluminium Al à A7 montrés sur la fig. 76, si la température de moulage T6 pour le matériau d'alliage d'aluminium est fixée dans 2720016 une plage comprise entre T7 (580 C) est augmentée. Par conséquent, dans la réaction eutectique du matériau d'alliage d'aluminium semi-fondu, la phase liquide de la quantité relativement importante a une chaleur latente relativement importante, d'o la réduction importante de la vitesse de refroidissement pour la phase liquide. Ainsi, il est possible d'éviter la précipitation du cristal primaire Si. Par conséquent, chacun des moulages d'alliage d'aluminium A1 à A4 a une haute ductilité et une haute dureté, par comparaison avec les moulages d'alliage d'aluminium A5 à A7 et ainsi avec ceux produits à la température de moulage T6 fixée à un niveau inférieur à T7 et ayant un cristal primaire Si précipité dans celui-ci. Le matériau allié dans chacun des modes de réalisation n'est pas limité au matériau d'alliage d'aluminium. 86 2720016 REVENDICATIONS 1. Matériau allié destiné au thixomoulage, caractérisé en ce que, dans un thermographe à analyse thermique différentielle, une valeur maximale E1 d'une première section endothermique angulaire générée par une fusion eutectique est supérieure à une valeur maximale E2 d'une deuxième section endothermique générée par une fusion d'un segment ayant un point de fusion plus élevé qu'un point eutectique. 2. Matériau allié destiné au thixomoulage selon la revendication 1, caractérisé en ce que, dans ledit thermographe à analyse thermique différentielle, un segment de ligne chutant de ladite première section endothermique et un segment de ligne ascendante de ladite deuxième section endothermique sont connectés l'un à l'autre dans une région d'endotherme plus haute qu'une ligne de base qui interconnecte un point de départ d'élévation de ladite première section endothermique et un point d'extrémité de chute de ladite deuxième section endothermique angulaire. 3. Matériau allié destiné au thixomoulage selon la revendication 1 ou 2, caractérisé en ce que, dans ledit thermographe à analyse thermique différentielle, un gradient dudit segment de ligne ascendante de ladite deuxième section endothermique angulaire est plus incliné qu'un gradient dudit segment de ligne chutant de ladite première section endothermique angulaire. 4. Matériau allié destiné au thixomoulage, caractérisé en ce que, dans un thermographe à analyse thermique différentielle, un rapport E1/E2 d'une valeur maximale E1 d'une première section endothermique angulaire générée par une fusion eutectique à une valeur maximale E2 d'une deuxième section endothermique angulaire générée par une fusion d'un segment ayant un point de fusion plus élevé qu'un point eutectique, se 87 2720016 situe dans une plage comprise entre 1 comprise entre 10 C 5. Matériau allié destiné au thixomoulage, caractérisé en ce que, dans un thermographe à analyse thermique différentielle, une relation de E1 > E2 est établie entre une valeur maximale El d'une première section endothermique angulaire générée par une fusion eutectique et une valeur maximale E2 d'une deuxième section endothermique angulaire générée par une fusion d'un segment ayant un point de fusion plus élevé qu'un point eutectique; et lorsqu'une droite des températures interconnectant un pic de ladite première section endothermique angulaire et une graduation des températures dudit pic sur un axe de température de chauffage coupe une ligne de base qui interconnecte un point de départ d'élévation dans ladite première section endothermique angulaire et un point d'extrémité de chute dans ladite deuxième section endothermique angulaire, et lorsque une ligne de division divisant en deux parties égales un segment de ladite droite des températures entre ledit pic et une première intersection de ladite droite des températures avec une ligne de base coupant un segment de ligne ascendante de ladite première section endothermique angulaire située entre ledit point de départ d'élévation et ledit pic, une relation de A Tb/ A Ta 88 2720016 entre ledit segment de ligne ascendante et ladite ligne de division, et T4 représente la température maximale. 6. Matériau allié destiné au thixomoulage selon la revendication 5, caractérisé en ce qu'une relation de Sm/St 0,365 est établie entre (1) une zone St d'une région entourée par ladite ligne de base, une première droite des températures correspondant à ladite ligne des temperatures, et ledit segment de ligne ascendante, et (2) une zone Sm d'une région entourée par ladite ligne de base, une deuxième droite des températures qui interconnecte ladite seconde intersection et une yraduation des températures de ladite deuxième intersection sur ledit axe de température de chauffage, et une partie dudit segment de ligne ascendante comprise entre ledit point de départ d'élévation et ladite deuxième intersection. 7. Matériau allié destiné au thixomoulage, caractérisé en ce que, dans un thermographe d'analyse thermique différentielle, une relation de E1> E2 est établie entre une valeur maximale E1 d'une première section endothermique angulaire générée par une fusion eutectique et une valeur maximale E2 d'une deuxième section endothermique angulaire générée par fusion d'un segment ayant un point de fusion plus élevé qu'un point eutectique; et une relation de Sm/St 89 2720016 endothermique angulaire, (ii) une première droite des températures qui interconnecte un pic de ladite première section endothermique angulaire et une graduation des températures dudit pic sur un axe de température de chauffage, et (iii) un seqment de liane ascendante de ladite première section endothermique angulaire compris entre la section de ladite première droite des températures avec ladite ligne de base et ledit pic, et qui interconnecte ledit segment de ligne ascendante, et (b) une graduation des températures de ladite deuxième intersection sur ledit axe de température de chauffage, (ii) une partie dudit segment de ligne ascendante compris entre ledit point de départ d'élévation dudit segment de ligne ascendante et ladite deuxième intersection, et (iii) ladite ligne de base. 8. Matériau allié destiné au thixomoulage, caractérisé en ce que, dans un thermographe à analyse thermique différentielle, il existe une première section endothermique angulaire générée par une fusion eutectique et une deuxième section endothermique angulaire générée par une fusion d'un segment ayant un point de fusion plus élevé qu'un point eutectique; et dans lequel une différence T5 - T4 entre une température T4 de ladite première section endothermique angulaire et une température maximale T5 de ladite deuxième section endothermique angulaire se situe dans une plage comprise entre 20 C 9. Matériau allié destiné au thixomoulage, caractérisé en ce que, dans un thermographe à analyse thermique différentielle, il existe une première section endothermique angulaire générée par une fusion eutectique et une deuxième section endothermique angulaire générée par une fusion d'un segment ayant un point de fusion plus élevé qu'un point eutectique, 2720016 ladite section endothermique angulaire ayant une partie inclinée entre un pic de ladite deuxième section endothermique angulaire et un point d'extrémité de chute dans ladite deuxième section endothermique, ladite partie inclinée l'étant de telle manière qu'elle s'étende le long d'une droite interconnectant un point de départ d'élévation dans ladite première section endothermique angulaire et le point d'extrémité de départ dans ladite deuxième section endothermique angulaire; et une proportion Rt (Td/Tc x 100) d'une plage des températures Td entre les pics desdites première et deuxième sections endothermiques angulaires se situe dans la plage comprise entre Rt 2 69 % dans une plage des températures Tc coexistant dans les phases solide et liquide entre ledit point de départ d'élévation dans ladite première section endothermique et ledit point d'extrémité de chute de ladite deuxième section endothermique angulaire. 10. Procédé pour préparer un matériau allié semi- fondu destiné au thixomoulage ayant des phases solide et liquide coexistant dans celui-ci, comprenant l'étape de chauffage d'un matériau allié dans lequel une première section endothermique angulaire générée par une fusion eutectique et une deuxième section endothermique générée par une fusion d'un segment ayant un point de fusion plus élevé qu'un point eutectique existent dans un thermographe à analyse thermique différentielle, jusqu'à une température de moulage comprise entre un point d'extrémité de chute dans ladite première section endothermique angulaire et un pic de ladite deuxième section endothermique, dans lequel le rapport d/p entre deux vitesses d'élévation de température successivesX et est fixé dans une plage "/@ > 1: (1) la vitesse d'élévation de températures moyenne pour le matériau allié entre un point de départ 91 2720016 d'élévation dans ladite première section endothermique angulaire et ledit point d'extrémité de chute, et (2) la vitesse d'élévation de température B moyenne pour le matériau allié entre ledit point d'extrémité de chute et ladite température de moulage. 11. Procédé de thixomoulage, utilisant un matériau allié dans lequel, dans un thermographe d'analyse thermique différentielle, il existe une première section endothermique angulaire générée par une fusion eutectique et une deuxième section endothermique angulaire générée par une fusion d'un segment ayant un point de fusion plus élevé qu'un point eutectique, dans lequel une température de moulage T6 du matériau allié est fixée dans une plage comprise entre T7 endothermique angulaire.