FR 2825376 A1 20021206 FR 0203168 A 20020314 L'invention concerne un procédé de fabrication d'un article moulé en alliage Al-Si hyper-eutectique contenant du Cu, résistant à l'usure, utile en tant qu'élément à glissement tel qu'un bloc-cylindres pour un véhicule, à moteur. Un alliage Al-Si hyper-eutectique a été utilisé jusqu'à présent sous la forme d'un article moulé ayant une bonne capacité d'amortissement et une bonne résistance à l'usure dues à la précipitation de Si primaire dans sa matrice. Cependant, le Si primaire risque de former par croissance des particules grossières lorsque l'alliage à l'état fondu est refroidi à une basse vitesse lors de la coulée. Les particules grossières provoquent une fissuration du Si primaire, une dégradation de la résistance à l'usure et également l'apparition de défauts tels que la formation d'éclats partant du Si primaire pendant l'usinage. L'effet du Si primaire sur la résistance à l'usure est insuffisant si le Si primaire est réparti non uniformément ou en particules de dimensions trop petites. Pour assurer une bonne résistance à l'usure et une bonne usinabilité d'un article moulé, le Si primaire doit être réparti uniformément en particules de dimensions appropriées allant de 7 à 30 um, avantageusement de 10 à 20 um. Une dispersion uniforme du Si primaire fin est réalisée par refroidissement de l'alliage fondu à une vitesse relativement plus élevée dans une zone dans laquelle le Si primaire est précipité, entre les températures de liquidus et de solidus au cours de la coulée. Par ailleurs, la croissance du Si primaire jusqu'à une dimension de particules appropriée est maîtrisée en maintenant l'alliage en fusion pendant un moment dans une zone entre les températures de liquidus et de solidus afin de favoriser la croissance du Si primaire, comme décrit dans le document JP 11-222636A1. On obtient une minimisation du Si primaire par l'addition de P, lequel génère un noyau hétérogène d'AlP servant de germes pour la précipitation de Si primaire, en un alliage Al-Si hyper-eutectique. Le Si primaire est précipité sous forme de nombreuses particules en présence du noyau hétérogène d'AlP, en sorte que le Si primaire est minimisé sans former par croissance des particules grossières. Cependant, si l'on fait fondre l'alliage ou si on le maintient à une température relativement plus basse, le noyau hétérogène d'AlP croît et coagule dans l'alliage en fusion. Par conséquent, son effet sur la minimisation du Si primaire est diminué. Pour éviter cette invalidité, on fait fondre l'alliage Al-Si hyper-eutectique à une température de 850 à 900 C et on le maintient à une température de 800 C ou plus avant la coulée. Par exemple, un alliage Al-Si contenant 18 % de Si en masse est maintenu à 850 C. Lorsqu'on fait fondre un alliage Al-Si hypereutectique et qu'on le maintient à une température plus élevée avant la coulée, des défauts de coulée tels que l'absorption de gaz et l'inclusion d'oxydes risquent d'être introduits dans un article moulé. Ces défauts provoquent une dégradation des propriétés mécaniques. La température plus élevée de fusion ou de maintien augmente également la consommation d'énergie et raccourcit la durée de vie de la matière réfractaire d'un four ou d'un moule de coulée, ce qui entraîne une élévation du coût de production. Pour maintenir l'effet de l'AlP sur la minimisation du Si primaire sans élever excessivement la température de fusion ou de maintien, les inventeurs ont proposé un procédé de régulation de la température de maintien d'un alliage Al-Si hyper-eutectique en fonction de la teneur en Si, comme décrit dans le document JP 11-222636A1. Conformément au procédé proposé, l'alliage Al-Si hypereutectique reçu dans un four de maintien est maintenu à une température dans une plage de (24,6 x % de Sic à (24,6 x % de Si+324) OC avant la coulée. Un tel traitement de maintien conserve l'AlP dans un état minimisant efficacement le Si primaire et améliorant la résistance à l'usure et la capacité d'amortissement d'un article moulé. Il est connu que l'addition de quelques % de Cu à un alliage Al-Si hyper-eutectique améliore la résistance mécanique d'un article moulé. Le traitement de maintien n'est pas efficace pour un tel alliage Al-Si hypereutectique contenant du Cu. Même lorsque l'alliage Al-Si hyper-eutectique contenant du Cu est maintenu à une température supérieure à (24,6 x % de Si+324) C dans un four de maintien, puis est coulé pour la fabrication d'un élément mécanique, le Si primaire croît souvent en particules grossières du fait d'un effet de minimisation insuffisant. L'invention vise à procurer un article moulé en alliage Al-Si hyper-euctectique contenant du Cu, ayant une excellente résistance à l'usure et une excellente usinabilité. L'invention propose un procédé nouveau de fabrication d'un article moulé résistant à l'usure en alliage Al-Si hyper-eutectique contenant du Cu. Conformément au procédé nouveau proposé, un alliage Al-Si hyper-eutectique fondu, contenant 14,0 à 18,0 % en masse de Si, 0,001 à 0,02 % en masse de P et 2,0 à 5,0 % en masse de Cu est reçu dans un four de maintien et est maintenu à une température dans une plage allant de (23 x % de Si+357) OC à (23 x % de Si+387) C, puis est versé du four de maintien dans un moule de coulée. L'article moulé obtenu de cette manière est composé d'une structure métallurgique ayant du Si primaire régulé à une dimension moyenne de particules de 7 à 30 um. L'alliage Al-Si hyper-eutectique peut contenir en outre 0,1 à 1,0 % en masse de Mg en plus du Si, du P et du Cu. Les teneurs en Fe et Ca sont ajustées de façon à ne pas dépasser 1,5 % en masse et 0,005 % en masse, respectivement. On peut additionner à l'alliage Al-Si au moins un ou plusieurs de 0,3 à 0,8 % en masse de Mn, 0,05 à 0,3 % en masse de Cr, 0,01 à 0,30 % en masse de Ti et 0,0005 à 0,01 % en masse de B. Il est également souhaitable de refroidir l'alliage Al-Si fondu à une vitesse moyenne de refroidissement de 2 à 1000 C par seconde dans une plage allant d'une température de liquidus jusqu'à (23 x % de Si+357) C, afin de réguler uniformément la dimension des particules du Si primaire. L'invention sera décrite plus en détail en regard des dessins annexés à titre d'exemples nullement limitatifs et sur lesquels : la figure 1 est un graphique qui montre l'effet de la vitesse de refroidissement (indiquée par 0) dans une plage allant de (23 x % de Si+357) C jusqu'à une température de liquidus et d'une température de refroidissement (indiquée par A) dans une plage allant d'une température de liquidus jusqu'à une température de solidus sur un nombre (/min2) de Si primaire précipité dans une matrice d'un alliage d'Al contenant 15,1 % en masse de Si et 2,9 % en masse de Cu ; la figure 2 est un graphique qui montre un effet de la température de maintien sur la dimension moyenne des particules et un nombre de particules de Si primaire précipité dans une matrice d'un alliage d'Al et 13,7 % de Si hyper-eutectique NO 1, contenant du cuivre ; la figure 3 est un graphique montrant l'effet de la température de maintien sur la dimension moyenne des particules et le nombre de particules de Si primaire précipité dans un alliage hyper-eutectique NO 2 d'Al et de 15,4 % de Si contenant du Cu ; la figure 4 est un graphique montrant l'effet de la température de maintien sur la dimension moyenne des particules et le nombre de particules de Si primaire précipité dans un alliage hyper-eutectique NO 3 d'Al et de 16,4 % de Si contenant du Cu ; la figure 5 est un graphique qui montre l'effet de la température de maintien sur la dimension moyenne des particules et le nombre de particules de Si primaire précipité dans un alliage hyper-eutectique NO 4 d'Al et de 17,0 % de Si contenant du Cu ; la figure 6 est un graphique qui montre la relation entre un point d'inflexion et la teneur en Si dans les alliages Al-Si hyper-eutectiques NO 1 à 4 dans l'état fondu ; la figure 7a est une photographie au microscope qui montre la structure métallurgique d'un article moulé fabriqué en refroidissant un alliage Al-Si hyper-eutectique contenant 15,0 % en masse de Si, 0,01 % en masse de P et 3,0 % en masse de Cu à une vitesse de refroidissement de 1, 6 C/seconde ; la figure 7b est une photographie au microscope qui montre la structure métallurgique d'un article moulé fabriqué en refroidissant un alliage Al-Si hyper-eutectique contenant 15,0 % en masse de Si, 0,01 % en masse de P et 3,0 % en masse de Cu à une vitesse de refroidissement de 3, 4 C/seconde ; la figure 7c est une photographie au microscope qui montre la structure métallurgique d'un article moulé fabriqué en refroidissant un alliage Al-Si hyper-eutectique contenant 15,0 % en masse de Si, 0,01 % en masse de P et 3,0 % en masse de Cu à une vitesse de refroidissement de 122 C/seconde ; et la figure 7d est une photographie au microscope qui montre la structure métallurgique d'un article moulé fabriqué en refroidissant un alliage Al-Si hyper-eutectique contenant 15,0 % en masse de Si, 0,01 % en masse de P et 3,0 % en masse de Cu à une vitesse de refroidissement de 1000 C/seconde. Un alliage Al-Si hyper-eutectique auquel la présente invention peut être appliquée possède une composition telle que la suivante : Si : 14,0 à 18,0 % en masse Le Si est un élément important pour la précipitation du Si primaire, qui améliore la résistance à l'usure, dans un alliage Al-Si. La précipitation de Si primaire en particules d'une dimension requise pour améliorer la résistance à l'usure est relevée à une teneur en Si non inférieure à 14,0 % en masse. Cependant, une addition excessive de Si, supérieure à 18,0 % en masse, provoque une élévation de la température de solidus, une dégradation de la coulabilité, une dispersion non uniforme du Si primaire et une croissance défavorable du Si primaire en particules grossières, aboutissant à une mauvaise résistance au choc et à la fatigue. P : 0,001 à 0,02 % en masse Le P additionné à l'alliage Al-Si hyper-eutectique génère un noyau hétérogène AlP, qui sert de germes pour la précipitation du Si primaire. La génération du noyau hétérogène suffisant pour minimiser le Si primaire est relevée à une teneur en P non inférieure à 0,001 % en masse. L'effet de P est saturé à 0,02 % en masse, et une addition excessive de P au-dessus de 0,02 % en masse dégrade de façon défavorable la coulabilité, par exemple la fluidité de l'alliage Al-Si. La teneur en P dans l'alliage Al-Si est réglée à une valeur prédéterminée par addition directe d'une source de P à l'alliage Al-Si à l'état fondu ou par l'utilisation d'un alliage mère contenant P en tant que matière brute pour la fusion. Cu : 2,0 à 5,0 % en masse Le Cu est un élément d'alliage, qui renforce une matrice et améliore ainsi la solidité et la résistance à l'usure de l'alliage Al-Si. Cet effet est relevé à une teneur en Cu non inférieure à 2,0 % en masse. Cependant, une addition excessive de Cu au-delà de 5,0 % en masse provoque une augmentation de la cavité de retrait et aussi une dégradation de la résistance à la corrosion. L'alliage Al-Si contient essentiellement Si, P et Cu. D'autres éléments d'alliages peuvent être ajoutés facultativement à l'alliage Al-Si dans les proportions indiquées ci-dessous. Mg : O, l à 1,0 % en masse Le Mg est un élément qui améliore la dureté, la résistance à l'usure et la propriété mécanique de l'alliage Al-Si. Ces effets sont relevés à une teneur en Mg non inférieure à 0,1 % en masse, mais une addition excessive de Mg au-delà de 1,0 % en masse entraîne une mauvaise ténacité. Fe : non supérieur à 1,5 % en masse Le Fe génère des précipités fins tels que des composés intermétalliques Al-Si-Fe et Al-Si-Fe-Mn-Cr ayant pour effet d'améliorer la résistance à l'usure. Cependant, l'inclusion de Fe dans une proportion excessive favorise la génération de précipités grossiers de Al-Fe, ce qui provoque l'apparition de micropores, dans des parties refroidies lentement et des points chauds. Etant donné que les micropores dégradent la ténacité et la résistance de l'alliage Al-Si, la teneur en Fe doit être limitée de façon à ne pas dépasser 1,5 % en masse. Ca : pas plus de 0,005 % en masse La teneur en Ca doit être limitée à une proportion ne dépassant pas 0,005 % en masse ; autrement, la coulabilité de l'alliage Al-Si est dégradée par suite d'un retrait intérieur notable pendant la coulée. Le Ca entrave également de façon défavorable l'effet du AlP sur la minimisation du Si primaire. En ce sens, la teneur en Ca doit être limitée à une proportion non supérieure à 0,005 % en masse. Mn : 0,3 à 0,8 % en masse Le Mn est un élément d'alliage qui génère des précipités fins d'un composé intermétallique Al-Si-Fe-Mn-Cr ayant pour effet d'améliorer la résistance à l'usure, dispersés uniformément dans la matrice. L'effet sur la résistance à l'usure est relevé pour une teneur en Mn de 0,3 % en masse ou plus. Cependant, une addition excessive de Mn au-delà de 0,8 % en masse provoque une dégradation des propriétés mécaniques. Cr : 0,05 à 0,3 % en masse Le Cr est un élément d'alliage qui favorise une dispersion uniforme du Si primaire dans la matrice et améliore la dureté et les propriétés mécaniques de l'alliage Al-Si. Le Cr d'addition génère également un composé intermétallique Al-Si-Fe-Mn-Cr réparti uniformément sous la forme de précipités fins dans la matrice, ce qui a pour résultat d'améliorer la résistance à l'usure. Ces effets sont relevés pour une teneur en Cr non inférieure à 0,05 % en masse. Cependant, une addition excessive de Cr au-delà de 0,30 % en masse dégrade la coulabilité et les propriétés mécaniques de l'alliage Al-Si. Ti : 0,01 à 0,30 % en masse et B : 0,0005 à 0, 01 % en masse Le Ti et B sont des éléments d'alliages qui servent d'agents minimisants pendant la coulée, améliorent la coulabilité de l'alliage Al-Si et assurent aussi la génération d'une structure métallurgique homogène. Ces effets sont relevés pour une teneur en Ti non inférieure à 0,01 % en masse ou une teneur en B non inférieure à 0,0005 % en masse, respectivement. Cependant, une addition excessive de Ti au-delà de 0,30 % en masse ou de B au-delà de 0,01 % en masse provoque une dégradation des propriétés mécaniques. L'alliage Al-Si ayant la composition indiquée cidessus est maintenu dans un état fondu à une température régulée en fonction de la teneur en Si, puis est coulé en un article voulu, à une vitesse de refroidissement régulée. Température pour maintenir un alliage Al-Si fondu dans un four de maintien : (23 x % de Si+357) OC à (23 x %de Si+387) oC Les inventeurs ont découvert une température de (24,6 x % de Si+324) OC à laquelle une coagulation du A1P commence dans un alliage Al-Si hyper-eutectique en fusion contenant du Cu en une proportion relativement plus basse, et ont proposé un procédé de coulée de l'alliage en fusion tout en maintenant l'alliage en fusion à une température non inférieure à (24, 6 x % de Si+324) OC dans un four de maintien, comme décrit dans le document JP 11-222636A1 précité. Les inventeurs ont en outre continué à étudier la coagulation du A1P et ont éclairci sa relation avec la teneur en Cu. La température initiale pour la coagulation du A1P monte avec l'accroissement de la teneur en Cu. L'élévation de la température initiale est probablement provoquée par la génération d'un composé P-Cu qui accélère la coagulation du A1P. La teneur en Cu est trop grande en comparaison avec la teneur en P, en sorte que la quantité d'un composé Cu-P n'augmente pratiquement pas sous l'effet d'une addition de Cu même dans une proportion supérieure à 2 % en masse. En ce sens, la teneur en Cu n'est pas considérée comme un facteur dans l'approximation de (24,6 x % de Si+324) C représentant la température initiale pour la coagulation du A1P. Dans le cas d'un alliage Al-Si hyper-eutectique contenant 14,0 à 18,0 % en masse de Si et 2,0 à 5,0 % en masse de Cu, la coagulation du A1P commence à une température inférieure à (23 x % de Si+324) C. Autrement dit, l'AlP est maintenu sous forme d'un noyau hétérogène efficace en tant que germes pour la précpitation de Si primaire sans coagulation en maintenant un alliage Al-Si hyper-eutectique contenant du Cu à une température non inférieure à (23 x % de Si+357) OC dans un four de maintien. Par conséquent, le Si primaire précipite sous forme de particules fines, mais ne forme pas par croissance des particules grossières. Si la température pour le maintien de l'alliage Al-Si à l'état fondu est inférieure à (23 x % de Si+357) OC, la coagulation du A1P est favorisée, en sorte que l'AlP utile sous forme de germes pour la précipitation de Si primaire est réduit ou rendu grossier, et que le Si primaire croit en particules grossières. Lorsque l'alliage fondu est maintenu à une température de (23 x % de Si+357) OC ou plus, par contre, la production efficace d'AlP n'est pas réduite, et le Si primaire précipite en particules fines sans être influencé par la coagulation du A1P. La température de (23 x % de Si+357) C, qui est une valeur découverte par les inventeurs, comme décrit dans les exemples ci-après, correspond à un point d'inflexion d'une courbe caractéristique qui représente la dimension moyenne des particules et le nombre de particules de Si primaire précipitées dans une matrice brute de coulée, en fonction d'une température de maintien. Lorsque l'alliage Al-Si hyper-eutectique est maintenu à une température supérieure au point d'inflexion, le Si primaire est dispersé sous forme de particules'de dimension appropriée avec une densité de distribution appropriée sans formation de particules grossières. Par conséquent, on fabrique un article moulé ayant une bonne résistance à l'usure et une bonne usinabilité. Cependant, une température de maintien excessivement plus élevée pose divers problèmes tels qu'une détérioration du moule de coulée et un gaspillage d'énergie. A cet égard, une limite supérieure de la température de maintien est déterminée à une valeur de (23 x % de Si+387) C, supérieure de 300C à la température d'inflexion. Le four de maintien est commandé uniquement pour réguler la température de l'alliage Al-Si à l'état fondu. Après l'écoulement d'un temps prédéterminé, l'alliage fondu est versé tel quel dans un moule de coulée. Vitesse de refroidissement à une température dans une plage de (23 x % de Si+357) OC à la température de liquidus : 2 à 1000 C/seconde Même lorsque l'alliage Al-Si hyper-eutectique contenant du Cu à l'état fondu est maintenu à une température non inférieure à (23 x % de Si+357) C dans un four de maintien, le Si primaire forme parfois par croissance des particules grossières. Cette croissance du Si primaire jusqu'à former des particules grossières est provoquée par la baisse de la température de l'alliage Al-Si fondu en dessous de (23x% de Si+357) C, dans un cas tel que celui où l'alliage Al-Si fondu est maintenu temporairement dans un panier de coulée d'un moule à coulée par gravité ou dans un manchon de coulée d'un moule de coulée sous pression. Cette chute de la température de l'alliage Al-Si fondu provoque une coagulation de l'AlP, bien que l'alliage Al-Si fondu ne soit maintenu que peu de temps à cette température plus basse. La coagulation du A1P signifie une réduction du nombre de noyaux hétérogènes, ce qui aboutit à une croissance du Si primaire en particules grossières. Les inventeurs ont en outre continué leur recherche et ont découvert que la dimension des particules de Si primaire variait en fonction de la vitesse de refroidissement dans une plage, dans laquelle le Si primaire n'a pas encore précipité, de (23 x % de Si+357) C jusqu'à une température de liquidus, bien que la dimension des particules de Si primaire ait été considérée jusqu'à présent comme étant influencée par la vitesse de refroidissement dans une plage, dans laquelle le Si primaire a déjà précipité, entre les températures de liquidus et de solidus. La figure 1 montre une relation (indiquée par 0) d'un nombre de particules (/mm2) de Si primaire précipité dans un alliage d'Al contenant 15,1 % en masse de Si et 2,9 % en masse de Cu, avec une vitesse de refroidissement dans une plage de (23 x % de Si+357) Oc jusqu'à une température de liquidus, en comparaison avec la même relation (indiqué par A) avec une vitesse de refroidissement comprise entre les températures de liquidus et de solidus. On note une corrélation intime entre le nombre de particules de Si primaire et la vitesse de refroidissement dans la plage de (23 x % de Si+357) C jusqu'à la température de liquidus, tandis que la relation (représentée par A) du nombre de particules de Si primaire avec la vitesse de refroidissement entre les températures de liquidus et de solidus dévie quelque peu. Le résultat prouve que la minimisation du Si primaire est davantage influencée par une vitesse de refroidissement comprise dans la plage, où le Si primaire n'a pas encore précipité, supérieure à la température de liquidus que par une vitesse de refroidissement comprise dans la plage entre les températures de liquidus et de solidus. Par conséquent, l'alliage Al-Si fondu doit être refroidi à une vitesse régulée dans une plage allant de (23 x % de Si+357) C, dans laquelle la coagulation du A1P commence, jusqu'à la température de liquidus. En tenant compte de la coagulation de l'AlP comme mentionné ci-dessus, l'alliage Al-Si hyper-eutectique contenant du Cu à l'état fondu est refroidi à une vitesse de refroidissement de 2 à 1000 C/seconde dans la plage de (23 x % de Si+357) OC jusqu'à la température de liquidus, avant la coulée. Un tel refroidissement régulé assure une dispersion uniforme du Si primaire sous forme de précipités fins en particules de dimension de 7 à 30 um. Si la vitesse de refroidissement est inférieure à 2 C/seconde, le nombre de noyaux hétérogènes d'AlP formant des germes utiles pour la précipitation du Si primaire est réduit du fait de la coagulation du AlP, ce qui aboutit à une croissance du Si primaire en précipités grossiers, en particules de dimension supérieure à 30 um. Si la vitesse de refroidissement dépasse 1000 C/seconde, le nombre de particules d'AlP sans coagulation de l'AlP est trop élevé, en sorte que le Si primaire forme des précipités trop fins, d'une dimension de particules inférieure à 7 um, inefficace pour améliorer la résistance à l'usure. EXEMPLE 1 On a fait fondre et refroidir jusqu'à une température de maintien chacun des alliages d'Al qui diffèrent les uns des autres par la teneur en Si, comme indiqué dans le tableau 1. Après que l'alliage d'Al à l'état fondu a été maintenu pendant 1 minute à la température de maintien, il a été coulé en une barre de 18 mm de diamètre à l'aide d'un moule métallique, dans des conditions telles qu'il a été refroidi à une vitesse moyenne de refroidissement de 135 C/seconde dans une plage allant de la température de maintien jusqu'à la température de liquidus. TABLEAU 1 Alliages Al-Si hyper-eutectiques utilisés dans l'exemple 1 ? de Eléments d'alliage (% en masse) l'alliage Si Cu P 1 13,7 3,12 0,0058 2 15, 4 3, 38 0, 0068 3 16, 4 3, 24 0, 0071 4 17, 0 3, 94 0, 0079 L'article moulé a été soumis à un examen de la structure métallurgique. La dimension moyenne des particules et le nombre de particules de Si primaire ont été mesurés à l'aide d'un analyseur d'image Karzeis LS400. Les données de mesure sont indiquées sur les figures 2 à 5. D'après les données de mesure, une brusque diminution du Si primaire en nombre de particules et la formation de particules de Si primaire plus grossières sont relevées lorsque l'alliage Al-Si à l'état fondu est maintenu à une température inférieure à une certaine valeur. Dans une plage inférieure à cette valeur, la croissance du Si primaire jusqu'à une dimension de particules plus grande et la diminution du nombre de particules de Si primaire sont accélérées en même temps que la température de maintien baisse. Par ailleurs, dans une plage supérieure à cette valeur, la précipitation du Si primaire en particules plus petites et l'accroissement du nombre de particules de Si primaire disparaissent indépendamment de l'élévation de la température de maintien. Cette différence entre les plages de températures plus élevée et plus basse prouve que l'AlP n'est pas encore coagulé dans la plage supérieure à la certaine valeur, mais que les particules d'AlP commencent à coaguler entre elles à cette certaine valeur et en dessous. La certaine valeur de température (appelée ci-après "point d'inflexion") variait en réponse à la teneur en Si, comme on note apparemment sur les figures 2 à 5. Lorsque le point d'inflexion montré sur les figures 2 à 5 est réagencé par rapport à la teneur en Si, on obtient une corrélation intime telle que montrée sur la figure 6. D'après la corrélation, le point d'inflexion T (OC) a été représenté par la formule approximative T= (23 x % de Si+357) C. EXEMPLE 2 On a fait fondre et maintenu pendant 1 heure à une température de (23 x % de Si+387) OC des alliages d'Al ayant chacun la composition indiquée dans le tableau 2, et on les a coulés par gravité en une tôle plate dans les conditions dans lesquelles l'alliage en fusion était maintenu à une température de (23 x % de Si+377) C dans un panier de coulée d'un moule, puis refroidi à une vitesse de refroidissement de 1,6, 3,4, 10,22, 122 ou 1000 C/seconde dans une plage allant de (23 x % de Si+357) C jusqu'à une température de liquidus. L'article moulé a été soumis à un recuit de solution pendant 6 heures à 490 C, trempé dans l'eau, puis vieilli 6 heures à 180 C. TABLEAU 2 Alliage Al-Si hyper-eutectique utilisé dans l'exemple 2 N de Eléments d'alliage (% en masse) l'alliage Si P Cu Mg Fe Ca Mn Cr Ti B 11 15, 0 0,01 3,0 0,7 0,7 0, 001 0,4 0,2 0, 1 0,002 12 15,0 0,01 3,0 0,7 0,7 0, 001--0, 1 0,002 13 15, 0 0,01 3,0 0, 7 0,7 0,001 0, 4 0,2 0, 1 0,002 14 15, 0 0, 01 3,0 0,7 0,7 0,001 0, 4 0, 2-0, 002 15 14,3 0,01 3, 0 0,7 0,7 0,001 0,4 0,2 0, 1 0,002 16 17, 5 0,01 3,0 0,7 0, 7 0, 001 0,4 0,2 0,1 0,002 L'article traité thermiquement a été soumis à une analyse avec formation d'image pour mesurer la dimension moyenne des particules de Si primaire. Les structures métallurgiques d'articles moulés refroidis à diverses vitesses de refroidissement sont montrées sur les figures 7a à 7d. Chaque article moulé a également été examiné au cours d'un essai d'abrasion par frottement à l'aide d'un élément opposé de revêtement en fonte. Dans l'essai d'abrasion par frottement utilisant une machine d'essai à pointe sur disque, chaque article moulé a été soumis à une abrasion en contact face à face avec l'élément opposé, à une vitesse de glissement de 0, 2 m/seconde sur une distance de glissement de 4 km et sous une pression de 18 MPa. Chaque article moulé a été pesé avant et après l'essai d'abrasion par frottement, et sa résistance à l'usure a été évaluée par la proportion de la perte de poids provoquée par l'essai d'abrasion par frottement. Les résultats sont indiqués dans le tableau 3. On comprend d'après le tableau 3 que tout article moulé, qui a été refroidi à une vitesse de refroidissement de 2 à 1000 C/seconde dans une plage allant de (23 x % de Si+357) C jusqu'à une température de liquidus, comporte du Si primaire régulé à une dimension de particules de 7 à 30 um en moyenne et présente une excellente résistance à l'usure. Par contre, des articles moulés, qui ont été refroidis à une vitesse inférieure à 2 C/seconde, présentent une croissance de particules de Si primaire à environ 50 pm et sont d'une mauvaise résistance à l'usure du fait de la formation d'éclats de ce Si primaire grossier pendant l'essai d'abrasion par frottement. Des articles moulés, qui ont été refroidis à une vitesse supérieure à 1000 C/seconde, présentent du Si primaire sous forme de précipités fins d'une dimension moyenne de 7 pm, inefficace pour améliorer la résistance à l'usure. TABLEAU 3 Effets de la vitesse de refroidissement sur la dimension des particules de Si primaire et sur la résistance à l'usure ? de Note Vitesse de Dimension moyenne Proportion de l'alliage refroidissement des particules (pm) la perte de ( C/seconde) de Si primaire poids CF 1, 6 50 > 10 3,4 27 1,2 11 Inv. 10 22 1,1 22 18 1,0 122 12 1, 3 Cf. 1000 6 > 10 Cf. 1, 6 55 > 10 3,4 26 1,3 12 Inv. 10 22 1,2 22 19 1,2 122 12 1, 6 Cf. 1000 6, 1 > 10 Cf. 1, 6 53 > 10 3,4 27 1,2 13 Inv. 10 23 1, 1 22 19 1,2 122 12 1, 5 Cf. 1000 6, 1 > 10 Cf. 1, 6 50 > 10 3,4 28 1,1 14 Inv. 10 21 1,0 22 18 1,1 122 12 1, 4 Cf. 1000 6 > 10 Cf. 1, 6 47 > 10 3,4 28 1,2 15 Inv. 10 22 1, 1 22 19 1,0 122 il 1, 4 Cf. 1000 5, 5 > 10 Cf. 1, 6 52 > 10 3,4 26 1,1 16 10 23 1, 1 22 20 1,0 122 12, 5 1, 2 Cf. 1000 6, 3 > 10 Cf. signifie exemples comparatifs, et Inv. signifie exemples de l'invention. Conformément à la présente invention telle que décrite ci-dessus, un alliage Al-Si hyper-eutectique à l'état fondu, contenant du Cu, est maintenu dans une plage allant de (23 x % de Si+357) OC à (23 x % de Si+387) C avant la coulée. Etant donné qu'un AlP en noyaux hétérogènes servant de germes pour la précipitation de Si primaire est régulé en nombre par le traitement de maintien, le Si primaire précipite en particules de dimension appropriée et avec une densité de distribution appropriée dans la matrice d'un article moulé. Par conséquent, la résistance à l'usure et l'usinabilité de l'article moulé sont améliorées. En outre, la dimension moyenne des particules de Si primaire peut être régulée avec précision à une valeur de 7 à 30 um sans l'influence d'éléments d'alliage autres que Si, P et Cu, par refroidissement de l'alliage Al-Si fondu à une vitesse appropriée comprise dans une plage de (23 x % de Si+357) C jusqu'à une température de liquidus pendant la coulée. En conséquence, le Si primaire est distribué beaucoup plus uniformément dans la matrice et la résistance à l'usure de l'article moulé est davantage améliorée. Il va de soi que de nombreuses modifications peuvent être apportées au procédé décrit et représenté sans sortir du cadre de l'invention. REVENDICATIONS 1. Procédé de fabrication d'un article moulé résistant à l'usure en alliage Al-Si hyper-eutectique contenant du Cu, caractérisé en ce qu'il comprend les étapes qui consistent : à préparer un alliage Al-Si hyper-eutectique, fondu, contenant 14,0 à 18,0 % en masse de Si, 0,001 à 0,02 % en masse de P et 2,0 à 5,0 % en masse de Cu ; à recevoir l'alliage fondu dans un four de maintien pour la coulée ; à maintenir l'alliage Al-Si hyper-eutectique fondu à une température dans une plage de (23 x % de Si+387) C à (23 x % de Si+357) OC ; et à verser l'alliage Al-Si hyper-eutectique du four de maintien dans un moule de coulée, grâce à quoi l'alliage Al-Si hyper-eutectique est coulé en un article composé d'une structure métallurgique ayant du Si primaire régulé à des dimensions de particules de 7 à 30 um. 2. Procédé selon la revendication 1, caractérisé en ce que l'alliage Al-Si hyper-eutectique moulé, versé dans le moule de coulée, est refroidi à une vitesse moyenne de 2 à 1000 C/seconde dans une plage allant de (23 x % de Si+357) C jusqu'à une température de liquidus. 3. Procédé selon l'une des revendications 1 et 2, caractérisé en ce que l'alliage Al-Si hyper-eutectique fondu contient en outre 0,1 à 1,0 % en masse de Mg, du Fe jusqu'à 1,5 % en masse, du Ca jusqu'à 0,005 % en masse et au moins l'un de 0,3 à 0,8 % en masse de Mn, 0,05 à 0,3 % en masse de Cr, 0,01 à 0,30 % en masse de Ti et 0, 0005 à 0,01 % en masse de B.