CA2812236A1

CA2812236A1 - Copper aluminum alloy molded part having high mechanical strength and hot creep resistance

Info

Publication number: CA2812236A1
Application number: CA2812236A
Authority: CA
Inventors: Michel Garat; Danny Jean; James Frederick Major
Original assignee: Rio Tinto Alcan International Ltd
Current assignee: Rio Tinto Alcan International Ltd
Priority date: 2009-12-22
Filing date: 2010-12-07
Publication date: 2011-07-14
Anticipated expiration: 2030-12-07
Also published as: FR2954355B1; CA2812236C; WO2011083209A1; KR20120114316A; MX2012006988A; BR112012016917A2; EP2516687B1; US20120258010A1; PL2516687T3; FR2954355A1; JP5758402B2; EP2516687A1; JP2013515169A; ES2601809T3; KR101757013B1

Abstract

L'invention a pour objet une pièce moulée à haute résistance mécanique statique et à haute tenue au fluage à chaud, coulée en alliage d'aluminium de composition chimique suivante: Si : 0.02 - 0.50 %, Fe : 0.02 - 0.30 %, Cu : 3.5 - 4.9 %, Mn : < 0.70 %, Mg : 0.05 - 0.20 %, Zn : < 0.30 %, Ni : < 0.30 %, V : 0.05 - 0.30 %, Zr : 0.05 - 0.25 %, Ti : 0.01 - 0.35 %, autres éléments au total < 0.15 %; et 0.05 % chacun, reste aluminium. Elle concerne plus particulièrement les culasses de moteurs à combustion interne diesel ou essence suralimentés.The subject of the invention is a molded part with high static mechanical strength and high resistance to hot creep, cast in aluminum alloy with the following chemical composition: Si: 0.02 - 0.50%, Fe: 0.02 - 0.30%, Cu: 3.5 - 4.9%, Mn: <0.70%, Mg: 0.05 - 0.20%, Zn: <0.30%, Ni: <0.30%, V: 0.05 - 0.30%, Zr: 0.05 - 0.25%, Ti: 0.01 - 0.35% , other items in total <0.15%; and 0.05% each, remains aluminum. It relates more particularly to cylinder heads of internal combustion diesel or petrol engines.

Description

Pièce moulée en alliage d'aluminium au cuivre à haute résistance mécanique et au fluage à chaud Domaine de l'invention L'invention concerne les pièces moulées en alliage d'aluminium au cuivre soumises à des contraintes mécaniques élevées et travaillant, au moins dans certaines de leurs zones, à des températures élevées, notamment des culasses de moteurs diesel ou essence suralimentés.
Etat de la technique Sauf mention contraire, toutes les valeurs relatives à la composition chimique des alliages sont exprimées en pourcentages pondéraux.
Les alliages couramment utilisés pour les culasses des véhicules de grande série automobile sont essentiellement des alliages au silicium (de 5 à 10 % de Si en général) contenant souvent du cuivre et du magnésium afin d'en augmenter les caractéristiques mécaniques, en particulier à chaud. Les principaux types utilisés sont les suivants :
A1Si7Mg, A1Si7CuMg, AlSi(5 à 8)Cu3Mg, AlSi 10Mg, AlSi 1 OCuMg. Ces alliages sont utilisés avec différentes modalités de traitements thermiques : parfois à
l'état état F sans aucun traitement, parfois à l'état état T5 avec un simple revenu, parfois à
l'état T6 avec une mise en solution, une trempe et un revenu au pic de durcissement ou légèrement en-dessous, et souvent à l'état T7 avec une mise en solution, une trempe et un sur-revenu ou une stabilisation.
La raison pour laquelle on utilise des alliages aluminium silicium est la supériorité de leurs propriétés de fonderie, en particulier absence de criquabilité, coulabilité
élevée, bon pouvoir d'alimentation de la retassure. Seuls ces alliages à silicium supérieur ou égal à 5%
se prêtent bien au moulage en coquille, par gravité ou basse pression, qui est le procédé
dominant pour les culasses automobiles de grande série.
Pour des fabrications de faible série généralement faites en moulage au sable, telles que les culasses de véhicules à hautes performances ou les pièces travaillant à chaud destinées à
l'armement et à l'aéronautique, on utilise aussi parfois des alliages au cuivre du type AlCu5 additionnés d'éléments favorisant la tenue à chaud comme Ni, Co, Ti, V
et Zr: on note en particulier dans cette catégorie l'AlCu5NiCoZr et l'AlCu4NiTi. Ces alliages sont très résistants à chaud, en particulier à 300 C où ils surpassent nettement les aluminium silicium mentionnés plus haut, mais souffrent de deux graves faiblesses : leur criquabilité
élevée, joint à un mauvais comportement à la retassure, qui les rend très difficiles à couler Cast aluminum alloy casting with high mechanical strength and at hot creep Field of the invention The invention relates to aluminum alloy castings made of copper subject to high mechanical and working stresses, at least in some of their areas, to high temperatures, including cylinder heads of diesel or gasoline engines overfed.
State of the art Unless otherwise stated, all values relating to the chemical composition alloys are expressed in percentages by weight.
The alloys commonly used for cylinder heads of large vehicles series are essentially silicon alloys (from 5 to 10% Si in general) often containing copper and magnesium in order to increase their characteristics mechanical, especially hot. The main types used are following:
AlSi7Mg, AlSi7CuMg, AlSi (5 to 8) Cu3Mg, AlSi 10Mg, AlSi 1 OCuMg. These alloys are used with different methods of heat treatment: sometimes at state state F without no treatment, sometimes in the state T5 state with a simple income, sometimes to the T6 state with dissolution, quenching and tempering at the peak of hardening or slightly below, and often in the T7 state with dissolution, quenching and over-income or stabilization.
The reason we use aluminum silicon alloys is the superiority of their foundry properties, especially lack of crackability, flowability high, good feeding power of the shrink. Only these silicon alloys greater than or equal to 5%
are suitable for shell casting by gravity or low pressure, which is the process dominant for mass-produced automobile cylinder heads.
For low series fabrications generally made in sand casting, such as high performance vehicle heads or hot workpieces intended for armament and aeronautics, alloys are sometimes also used.
copper type AlCu5 added with elements promoting the heat resistance such as Ni, Co, Ti, V
and Zr: on note especially in this category the AlCu5NiCoZr and the AlCu4NiTi. These alloys are very resistant to heat, especially at 300 C where they clearly outperform aluminum mentioned above, but suffer from two serious weaknesses: their criquabilité
high, coupled with poor shrinkage behavior, which makes them very difficult to sink

2 en coquille en grande série, et également la médiocrité de leurs caractéristiques mécaniques à température ambiante : ils ont en particulier un allongement très faible, qui les rend fragiles et peu performants en fatigue mécanique. Le tableau 1 résume les caractéristiques à température ambiante de ces deux alliages coulés au sable et traitées thermiquement à l'état T7 (Rp0.2 (ou 0.2%TYS) étant la limite d'élasticité en MPa; Rm (ou UTS) étant la résistance à la rupture en MPa; et A (ou E) étant l'allongement à la rupture en %):
Tableau 1 Alliage Rp0.2 (MPa) Rm (MPa) A (%) A1Cu4NiTi Non mesurable 343 0.11 AlCu5NiCoZr 270 295 1 11 existe aussi un alliage anciennement normalisé par l'Aluminum Association (désignée AA par la suite par commodité) sous le numéro 224, qui est du type A1Cu5MnVZr. Il a été déclaré inactif par cette association qui l'a retiré depuis des années de son document périodiquement remis à jour Designations and Chemical Composition Limits for Aluminum Alloys in the Form of Castings and Ingot . Cet alliage 224 ne contient pas de magnésium (cet élément entrant dans la catégorie des impuretés, avec un maximum à
0.03% chacune, 0.10% total), et des résultats de caractérisation anciens sur des plaques coulées au sable ont montré les caractéristiques à l'état T7 décrites dans le tableau 2 :
Tableau 2 Alliage Rp0.2 (MPa) Rm (MPa) A (%) 224 280 360 4.8 Problème posé
Etant donné que, dans les futurs moteurs diesel à rampe commune ou suralimentés à
essence, les chambres de combustion des culasses, et en particulier les pontets inter-soupapes, atteindront, voire dépasseront, 300 C, et subiront des pressions plus élevées que dans les générations des moteurs précédents aujourd'hui en service, l'emploi d'alliages aluminium cuivre constitue une solution en rupture par rapport aux progrès incrémentaux apportés par l'optimisation des alliages aluminium silicium.
Mais il faut encore trouver un alliage de cette famille qui combine :
- hautes propriétés mécaniques à température ambiante, - hautes propriétés mécaniques dans le domaine 250 ¨ 300 C, 2 in shell in large series, and also the mediocrity of their characteristics at room temperature: they have in particular a very long elongation weak, who makes them fragile and inefficient in mechanical fatigue. Table 1 summarizes the characteristics at ambient temperature of these two sand-cast alloys and treated thermally in the T7 state (Rp0.2 (or 0.2% TYS) being the yield strength in MPa; rm (or UTS) being the breaking strength in MPa; and A (or E) being lengthening to the rupture in%):
Table 1 Alloy Rp0.2 (MPa) Rm (MPa) A (%) A1Cu4NiTi Not measurable 343 0.11 AlCu5NiCoZr 270 295 1 There is also an alloy formerly standardized by the Aluminum Association (designated AA thereafter for convenience) under number 224, which is of the type A1Cu5MnVZr. He has been declared inactive by this association which has withdrawn it for years of his document periodically updated Designations and Chemical Composition Limits for Aluminum Alloys in the Form of Castings and Ingot. This alloy 224 contains no magnesium (this element falling into the category of impurities, with a maximum 0.03% each, 0.10% total), and old characterization results on plates Sand-castings have shown the characteristics at T7 state described in table 2:
Table 2 Alloy Rp0.2 (MPa) Rm (MPa) A (%) 224 280 360 4.8 Problem Given that in future common-rail diesel engines or supercharged at gasoline, the combustion chambers of the cylinder heads, and in particular the Interlocking bridges valves, will reach or exceed 300 C, and will be subject to pressure higher than in the generations of previous engines today in use, employment alloys copper aluminum is a breakthrough solution compared to progress incremental contributions made by the optimization of aluminum silicon alloys.
But we still have to find an alloy of this family that combines:
- high mechanical properties at room temperature, - high mechanical properties in the 250 ¨ 300 C range,

3 -et haute résistance au fluage à 300 C, température caractéristique notamment des pontets inter-soupapes, éléments particulièrement sollicités thermo-mécaniquement.
Les alliages AlCu5Mg classiques tels que l'A1Cu5MgTi (désigné 204 suivant l'AA), et les A206 et B206 (suivant l'AA), destinés à des pièces travaillant à température ambiante ou modérée ne répondent pas à ces exigences, en particulier à 300 C.
Les alliages A1Cu4NiTi et A1Cu5NiCoZr (203 suivant l'AA) mentionnés plus haut sont eux trop faibles et fragiles à température ambiante.
L'A1Cu5MnVZr (ancien 224 suivant l'AA) destiné aux pièces travaillant à chaud présente une combinaison de propriétés plus intéressante mais manque encore de limite d'élasticité
à température ambiante par rapport aux propriétés améliorées recherchées: il donne, à l'état T7, une limite d'élasticité Rp0.2 = 280 MPa, à comparer avec 275 MPa pour l'AISi7Cu0.5Mg0.3 T7 et 311 MPa pour l'AlSi5Cu3Mg T7 (valeurs mesurées par la demanderesse et publiées respectivement dans les articles Alliages d'aluminium améliorés pour culasses Diesel (Hommes et fonderie- février 2008- N 382) et Aluminium Casting Alloys for Highly Stressed Diesel Cylinder Heads , (3.
internationales Symposium Aluminium + Automobil) ;Düsseldorf; FRG ; 3-4 Feb.1988, pp. 154¨ 159, 1988).
On a donc cherché à obtenir un progrès considérable par rapport à l'ancien 224 en termes de limite d'élasticité et de résistance ultime depuis la température ambiante jusqu'à 250 ¨
300 C. On a aussi cherché à améliorer la résistance au fluage à 300 C de cet ancien alliage.
Objet de l'invention L'invention a donc pour objet une pièce moulée à haute résistance mécanique statique à la température ambiante et à chaud et à haute tenue au fluage à chaud, en particulier à 300 C
et plus, coulée en alliage d'aluminium de composition chimique suivante, exprimée en pourcentages pondéraux :
Si : 0.02 - 0.50 %, de préférence 0.02 - 0.20 % et plus préférentiellement 0.02 - 0.06%, Fe: 0.02 - 0.30 %, de préférence 0.02 -0.20 %, plus préférentiellement 0.02 -0.12 % et mieux 0.02 ¨ 0.06%, Cu : 3.5 ¨ 4.9 %, de préférence 3.8 ¨ 4.9 % et plus préférentiellement 4.0 -3 -and high creep resistance at 300 C, including characteristic temperature of the inter-valve bridges, particularly stressed elements mechanically.
Conventional AlCu5Mg alloys such as A1Cu5MgTi (designated 204 next the AA), and A206 and B206 (according to the AA), intended for parts working at temperature ambient or moderate do not meet these requirements, in particular at 300 C.
Alloys A1Cu4NiTi and A1Cu5NiCoZr (203 following AA) mentioned above are they are too weak and fragile at room temperature.
A1Cu5MnVZr (formerly 224 after AA) for hot workpieces present a combination of properties more interesting but still lacking limit elastic at room temperature compared to the improved properties sought:
gives, in the state T7, a yield strength Rp0.2 = 280 MPa, compared with 275 MPa for the AISi7Cu0.5Mg0.3 T7 and 311 MPa for the AlSi5Cu3Mg T7 (values measured by the applicant and published respectively in the articles Alloys aluminum upgrades for Diesel cylinder heads (Men and Foundry - February 2008- N 382) and Aluminum Casting Alloys for Highly Stressed Diesel Cylinder Heads, (3.
Symposium Aluminum + Automobil) Düsseldorf; FRG; 3-4 Feb.1988, pp. 154¨ 159, 1988).
We have therefore sought to achieve considerable progress in comparison with the old 224 in terms of yield strength and ultimate resistance from room temperature up to 250 ¨
300 C. It has also been sought to improve the creep resistance at 300 C of this former alloy.
Object of the invention The invention therefore relates to a molded part with high mechanical strength static at the ambient temperature and hot and with high resistance to creep when hot, in at 300 C
and more, cast aluminum alloy of the following chemical composition, expressed in weight percentages:
Si: 0.02 - 0.50%, preferably 0.02 - 0.20% and more preferably 0.02 - 0.06%, Fe: 0.02 - 0.30%, preferably 0.02 -0.20%, more preferably 0.02 -0.12% and better 0.02 ¨ 0.06%, Cu: 3.5 ¨ 4.9%, preferably 3.8 ¨ 4.9% and more preferably 4.0 -

4.8 %, Mn: <0.70 %, de préférence 0.20 - 0.50 %, Mg: 0.05 - 0.20 %, de préférence 0.07 - 0.20 %, et plus préférentiellement 0.08 - 0.20 %
et enfin de façon très préférentielle 0.09 - 0.13%, Zn: <0.30 %, de préférence <0.10 % et plus préférentiellement < 0.03% , Ni : <0.30 %, de préférence <0.10 % et plus préférentiellement <0.03%, V : 0.05 - 0.30 %, de préférence 0.08 - 0.25 %, et plus préférentiellement 0.10 - 0.20%, Zr: 0.05 - 0.25 %, de préférence 0.08 - 0.20 %, Ti : 0.01 - 0.35 %, de préférence 0.05 - 0.25 % et plus préférentiellement 0.10 - 0.20%, autres éléments au total <0.15%; et 0.05 % chacun, reste aluminium.
Description des figures La figure 1 représente une grappe de quatre éprouvettes coulées en coquille de la société
Rio Tinto Alcan de diamètre 'A" (6.35 mm).
La figure 2 représente des courbes d'analyse enthalpique différentielle pour les alliages AlCu4.7MnVZrTi à teneur en magnésium de 0%, 0.09% et 0.13%.
La figure 3 montre des résultats d'essais de fluage à 300 C sur les alliages A1Cu4.7MnVZrTi traités T7 et A1Si7Cu3.5MnVZrTi également traité T7 à teneur en magnésium variable respectivement de 0% à 0.13%.et de 0.1% à 0.15%.
Description de l'invention L'invention repose sur la constatation par la demanderesse qu'il est possible d'apporter de très importantes améliorations aux caractéristiques citées plus haut de l'ancien alliage 224 (suivant l'AA), et de résoudre ainsi le problème posé, ce notamment par l'addition d'une quantité limitée de magnésium.
En effet, l'addition d'une petite quantité de magnésium, de l'ordre de 0.10 à
0.15%, permet d'augmenter de façon considérable la limite d'élasticité et la résistance de l'alliage non seulement à température ambiante mais aussi à chaud, en particulier à 250-300 C et plus.
C'est à température ambiante que le gain relatif est le plus important : comme exposé dans les exemples qui suivent et les tableaux 6, 7, 8, la limite d'élasticité passe d'environ 190 MPa sans magnésium à environ 340 MPa avec seulement 0.09% et ensuite à plus de MPa avec 0.13%. Si l'on considère la moyenne des résultats obtenus avec 0.09%
et 0.13%
de magnésium, les gains observés sur la limite d'élasticité et la résistance à
température ambiante sont remarquables : respectivement + 96% et + 29% en termes relatifs.

L'allongement est par contre sensiblement réduit de moitié mais conserve encore un niveau convenable de 6 à 8%.
A température élevée, 250 puis 300 C, les gains apportés par l'ajout de magnésium subsistent même s'ils diminuent. Les gains observés sur la limite d'élasticité
et la 4.8%, Mn: <0.70%, preferably 0.20 - 0.50%, Mg: 0.05 - 0.20%, preferably 0.07 - 0.20%, and more preferably 0.08 - 0.20%
and finally very preferably 0.09 - 0.13%, Zn: <0.30%, preferably <0.10% and more preferably <0.03%, Ni: <0.30%, preferably <0.10% and more preferably <0.03%, V: 0.05 - 0.30%, preferably 0.08 - 0.25%, and more preferably 0.10 - 0.20%, Zr: 0.05 - 0.25%, preferably 0.08 - 0.20%, Ti: 0.01 - 0.35%, preferably 0.05 - 0.25% and more preferably 0.10 - 0.20%, other elements in total <0.15%; and 0.05% each, remains aluminum.
Description of figures FIG. 1 represents a cluster of four test pieces cast in shell the society Rio Tinto Alcan of diameter 'A' (6.35 mm).
Figure 2 shows differential enthalpy analysis curves for alloys AlCu4.7MnVZrTi with magnesium content of 0%, 0.09% and 0.13%.
Figure 3 shows results of creep tests at 300 C on alloys A1Cu4.7MnVZrTi treated T7 and A1Si7Cu3.5MnVZrTi also treated T7 with magnesium variable respectively from 0% to 0.13% .and from 0.1% to 0.15%.
Description of the invention The invention is based on the finding by the plaintiff that it is possible to bring very important improvements to the features mentioned above from the old alloy 224 (according to the AA), and thus to solve the problem posed, in particular by the addition of a limited amount of magnesium.
Indeed, the addition of a small amount of magnesium, of the order of 0.10 to 0.15%, allows significantly increase the yield strength and strength of the non-alloy only at room temperature but also hot, especially at 250-300 C and more.
It is at room temperature that the relative gain is the most important:
exposed in the following examples and tables 6, 7, 8, the yield strength passes about 190 MPa without magnesium at about 340 MPa with only 0.09% and then at more than MPa with 0.13%. If we consider the average of the results obtained with 0.09%
and 0.13%
magnesium, the observed gains in yield strength and resistance to temperature are respectively + 96% and + 29% in relative terms.

However, the elongation is substantially reduced by half but another level suitable from 6 to 8%.
At high temperature, 250 then 300 C, the gains brought by the addition of magnesium subsist even if they decrease. The gains observed on the elastic limit and the

5 résistance sont respectivement de 35 et 13% en termes relatifs à 250 C, et de 27 et 8% en termes relatifs à 300 C. Loin de nuire à la stabilité à chaud des phases durcissantes comme on aurait pu l'envisager, l'addition de magnésium reste bénéfique au moins jusqu'à 300 C, et ce d'autant que la perte d'allongement s'estompe à ces températures élevées.
De plus, l'addition de magnésium améliore considérablement la tenue au fluage à chaud, réduisant par approximativement 2 par exemple la déformation observée après 300h à
300 C sous une contrainte de 30 MPa. L'addition de magnésium ne nuit donc pas à la stabilité à chaud, contrairement à la philosophie qui a conduit à la définition des alliages A1Cu5NiCoZr (203 suivant l'AA) et AlCu5MnVZr (224 suivant l'AA) classiques qui sont dépourvus de magnésium.
11 est intéressant de situer le niveau moyen de performance de l'alliage suivant l'invention (par souci de simplicité on a attribué la moyenne des caractéristiques des alliages à 0.09%
et 0.13% de magnésium à l'alliage désigné AlCu4.7MnMg,õ03,VZrTi ) comparativement à quelques alliages culasses à base aluminium-silicium. Le tableau 3 résume les caractéristiques mécaniques.
Tableau 3 T ambiante 250 C 300 C
Alliage / traitement thermique Rp0.2 Rm A% Rp0.2 Rm A% Rp0.2 Rm A%
AlCu4.7MnMgmoyVZrTi T7 369 451 7.4 182 226 9.8 125 158 14.8 AlSi5Cu3Mg F 172 237 2.1 107 133 5.8 60 AlSi7M90.3Ti T7 257 299 9.9 55 61 34.5 40 43 34.5 AlSi7Cu0.5Mg0.3Ti T7 275 327 9.8 66 73 34.5 40 44 34.6 AlSi7Cu3.5Mg0.15 MnVZrTi T7 306 392 5.2 101 115 27 60 En ce qui concerne la tenue au fluage à 300 C, l'alliage selon l'invention traité T7 peut être comparé à l'A1Si7Cu3.5Mg0.15MnVZrTi également traité T7, qui a aussi été
mis au point par la demanderesse et est à sa connaissance le plus résistant au fluage de la série d'alliages aluminium silicium considérés dans le tableau précédent. La courbe de la figure 3 montre la très grande supériorité de l'A1Cu4.7MnMgVZrTi, qui se déforme sensiblement 4 fois moins dans les mêmes conditions. The strengths are respectively 35 and 13% in terms relative to 250 C, and 27 and 8% in terms relative to 300 C. Far from harming the hot stability of the phases hardening like we could have considered, the addition of magnesium remains beneficial at least up to 300 C, and especially as the loss of elongation fades at these temperatures high.
In addition, the addition of magnesium significantly improves creep resistance hot, reducing by approximately 2 for example the deformation observed after 300h to 300 C under a stress of 30 MPa. The addition of magnesium does not harm to the hot stability, contrary to the philosophy that led to the definition of alloys A1Cu5NiCoZr (203 following the AA) and AlCu5MnVZr (224 following the AA) classics which are devoid of magnesium.
It is interesting to locate the average level of performance of the alloy according to the invention (for the sake of simplicity, the average of the characteristics of the 0.09% alloys and 0.13% magnesium to the alloy designated AlCu4.7MnMg, õ03, VZrTi) comparatively to some aluminum-silicon base alloys. Table 3 summarizes the mechanical characteristics.
Table 3 Ambient T 250 C 300 C
Alloy / heat treatment Rp0.2 Rm A% Rp0.2 Rm A% Rp0.2 Rm A%
AlCu4.7MnMgmoyVZrTi T7 369 451 7.4 182 226 9.8 125 158 14.8 AlSi5Cu3Mg F 172 237 2.1 107 133 5.8 60 AlSi7M90.3Ti T7 257 299 9.9 55 61 34.5 40 43 34.5 AlSi7Cu0.5Mg0.3Ti T7 275 327 9.8 66 73 34.5 40 44 34.6 AlSi7Cu3.5Mg0.15 MnVZrTi T7 306 392 5.2 101 115 27 60 With regard to the creep resistance at 300 ° C., the alloy according to the invention T7 treaty can compared to the A1Si7Cu3.5Mg0.15MnVZrTi also treated T7, which was also put on point by the plaintiff and is to his knowledge the most resistant to creep from the Serie of silicon aluminum alloys considered in the previous table. The curve of the figure 3 shows the very great superiority of the A1Cu4.7MnMgVZrTi, which deforms sensibly 4 times less under the same conditions.

6 Il apparaît ainsi que l'objectif de progrès en rupture par rapport aux alliages existants est bien atteint par l'addition de magnésium à une base de type A1Cu5MnVZrTi.
Bien que l'addition de magnésium abaisse progressivement la température de brûlure hors équilibre, il reste possible de mettre en solution l'alliage à 525 C ou 528 C
comme on le fait par exemple assez classiquement avec les alliages A206 et B206. Un traitement par palier permettra éventuellement de traiter l'alliage à une température finale un peu plus haute mais ce traitement par palier n'est pas indispensable compte tenu des résultats très élevés obtenus avec un traitement isotherme sous la température de brûlure.
La teneur en magnésium peut être augmentée au-delà du domaine déjà expérimenté
dans les exemples. Si on recherche uniquement résistance et dureté très élevées, avec une exigence de ductilité réduite, un niveau maximum de 0.38% peut être envisagé, sachant que la température de brûlure en sera abaissée et le traitement thermique devra être adapté.
Le minimum pour obtenir un effet durcissant significatif est de l'ordre de 0.05%. Un domaine plus restreint est de 0.07% à 0.30% et le domaine préféré, correspondant aux compromis résistance ¨ ductilité ¨ fluage quantifié dans les exemples tout en ayant une largeur industriellement acceptable est 0.08 ¨ 0.20%, voire de 0.09 à 0.13%.
Pour ce qui concerne les autres éléments constitutifs du type d'alliage suivant l'invention, leurs teneurs sont justifiées par les considérations suivantes :
Silicium : il est généralement néfaste à la ductilité et peut abaisser la température de brûlure. Par contre, il améliore les propriétés de fonderie et en particulier est susceptible, même à faible niveau, de réduire la criquabilité, comme décrit dans l'ASM
Handbook, volume 15, édition 2008. Un niveau minimum de 0.02% est nécessaire. Un niveau maximum de 0.50% est pensable pour des pièces solidifiées très rapidement ou ne nécessitant guère d'allongement, mais on préfèrera généralement moins de 0.20%, voire de 0.06%.
Fer: il est néfaste à la ductilité, mais diminue par contre la criquabilité, comme également décrit dans l'ASM Handbook, volume 15, édition 2008. De plus le limiter à un très bas niveau augmente évidemment le coût de la pièce. Un niveau minimum de 0.02% est donc avantageux. Un niveau maximum de 0.30% est pensable pour des pièces solidifiées très rapidement ou ne nécessitant guère d'allongement, mais on préfèrera généralement moins de 0.20% pour des grandes séries automobiles, voire de 0.12% ou même 0.06%
pour des pièces extrêmement sollicitées.
Cuivre : il durcit l'alliage, augmentant limite d'élasticité et résistance mais diminuant l'allongement. La fourchette de l'ancien alliage 224 était de 4.5 à 5.5%.
L'expérience 6 It thus appears that the objective of breaking progress with respect to existing alloys is well achieved by adding magnesium to a base of type A1Cu5MnVZrTi.
Although the addition of magnesium gradually lowers the temperature of burn off equilibrium, it remains possible to dissolve the alloy at 525 C or 528 C
as we for example, is quite conventional with alloys A206 and B206. A
treatment by bearing will eventually allow the alloy to be processed at an ultimate temperature a bit more but this stepwise treatment is not essential in view of the very results obtained with isothermal treatment under the burning temperature.
The magnesium content can be increased beyond the area already experienced in the examples. If you only look for very high strength and hardness, with a requirement of reduced ductility, a maximum level of 0.38% may be considered, knowing that the burning temperature will be lowered and the heat treatment will have to be adapted.
The minimum to obtain a significant curing effect is of the order of 0.05%. A
more restricted domain is from 0.07% to 0.30% and the preferred domain, corresponding to trade-off resistance ¨ ductility ¨ creep quantified in the examples while having a industrially acceptable width is 0.08 ¨ 0.20%, or even 0.09 to 0.13%.
As regards the other constituent elements of the alloy type according to the invention, their contents are justified by the following considerations:
Silicon: it is generally harmful to ductility and can lower the temperature of burn. However, it improves the foundry properties and in particular is susceptible, even at low level, reduce the crackability, as described in the ASM
Handbook, volume 15, edition 2008. A minimum level of 0.02% is required. A level maximum of 0.50% is thinkable for solidified parts very quickly or born require little elongation, but generally less 0.20% or even 0.06%.
Iron: it is harmful to the ductility, but decreases against the crackability, like also described in the ASM Handbook, volume 15, edition 2008. In addition, limit it to one very low level obviously increases the cost of the piece. A minimum level of 0.02% is therefore advantageous. A maximum level of 0.30% is thinkable for parts solidified very quickly or not requiring much elongation, but we will prefer generally less 0.20% for large automobile series, or even 0.12% or even 0.06%
for some extremely stressed parts.
Copper: it hardens alloy, increasing yield strength and strength but decreasing elongation. The range of the old alloy 224 was 4.5 to 5.5%.
experience

7 acquise par la demanderesse avec le B206 indique qu'il est bon de limiter le cuivre à un maximum de 4.9% car au-delà il est très difficile de remettre tout le cuivre en solution.
Comme les présents résultats, obtenus avec un cuivre de 4.7 à 4.8%, montrent que la résistance à température ambiante obtenue avec addition de magnésium est très élevée mais que l'allongement est réduit par rapport à l'ancien alliage 224 sans magnésium, il est logique de prévoir la possibilité de réduire le cuivre en dessous de 4.5%, et plus particulièrement jusqu'à 3,5%. La demanderesse a effectué des travaux sur l'alliage B206 pour lesquels elle estime que les résultats qui sont transposables à l'alliage selon l'invention et montrent que qu'un abaissement du cuivre de 5.0% à 4.0% permet de gagner notablement en allongement au prix d'une perte de résistance, mais que celle-ci reste supérieure à 400 MPa. Dans l'optique de certaines culasses, il est même concevable d'accepter une baisse un peu plus importante de la résistance pour privilégier l'allongement et de réduire le cuivre jusqu'à 3.5%. On pourra choisir des sous-domaines entre 3.5% et 4.9% en fonction du compromis de caractéristiques visées pour la pièce spécifique. D'une façon générale, des sous domaines centrés sur 4.3% ou 4.4%
tels que 3.8 ¨ 4.9% et mieux 4.0 ¨4.8% conduisent à un compromis assez équilibré.
Manganèse: cet élément ne doit pas excéder 0.70% sous peine de risquer de former des phases intermétalliques grossières. Comme il améliore généralement les propriétés mécaniques, particulièrement à chaud, un domaine de 0.20 ¨ 0.50% analogue à
celui des alliages du type 206 est préféré.
Zinc: cet élément est une impureté qui, à haute teneur, peut diminuer les propriétés mécaniques et rendre le bain liquide plus oxydable. On peut envisager de tolérer jusqu'à
0.30% dans le but de faciliter l'emploi de métal de recyclage, mais on préfère moins de 0.10% et mieux moins de 0.03% pour des pièces à hautes performances.
Nickel: il contribue en général à la résistance mécanique à chaud mais réduit considérablement l'allongement. Comme la résistance à chaud est assurée dans l'invention par l'addition d'autres éléments, cuivre, magnésium, vanadium et zirconium, le nickel est considéré ici comme une impureté, qu'on limite au maximum à 0.30% dans le but de faciliter l'emploi de métal de recyclage, et de préférence à 0.10% et encore mieux à 0.03%
pour des pièces à hautes performances.
Vanadium: Cet élément péritectique améliore en particulier la résistance au fluage à chaud.
La demanderesse a observé que, dans une autre base d'alliage contenant du silicium, la résistance au fluage était fortement améliorée entre 0 et 0.05%, puis s'améliorait ensuite plus progressivement de 0.05% à 0.17% et était au-dessus de 0.17% stable à un excellent 7 acquired by the plaintiff with B206 indicates that it is good to limit the copper to a maximum of 4.9% because beyond it is very difficult to put back all the copper in solution.
As the present results, obtained with a copper of 4.7 to 4.8%, show that the resistance at room temperature obtained with addition of magnesium is very high but that the elongation is reduced compared to the old alloy 224 without magnesium, it is logical to foresee the possibility of reducing copper below 4.5%, and more especially up to 3.5%. The plaintiff performed work on B206 alloy for which it considers that the results that are transferable to the alloy according to the invention and show that a lowering of copper from 5.0% to 4.0%
to win significantly in lengthening at the cost of a loss of resistance, but that it remains greater than 400 MPa. In the light of some breeches, it is even conceivable to accept a slightly larger drop in resistance to favor lengthening and reduce copper up to 3.5%. We can choose sub-areas between 3.5% and 4.9% depending on the trade-off of characteristics targeted for the room specific. In general, subdomains centered on 4.3% or 4.4%
such as 3.8 ¨ 4.9% and better 4.0 ¨4.8% lead to a fairly balanced compromise.
Manganese: this element must not exceed 0.70% or risk risking to train coarse intermetallic phases. Since it generally improves properties mechanical, particularly hot, an area of 0.20 ¨ 0.50% analogous to that of Type 206 alloys are preferred.
Zinc: this element is an impurity which, at high content, can decrease the properties mechanical and make the liquid bath more oxidizable. We can consider tolerate up 0.30% in order to facilitate the use of recycle metal, but preferred less of 0.10% and better less than 0.03% for high performance parts.
Nickel: it contributes in general to the mechanical resistance to hot but reduced considerably lengthening. As the hot resistance is ensured in the invention by the addition of other elements, copper, magnesium, vanadium and zirconium, the nickel is regarded here as an impurity, which is limited to a maximum of 0.30% for the purpose of facilitate the use of metal recycling, and preferably to 0.10% and again better at 0.03%
for high performance parts.
Vanadium: This peritectic element improves in particular the resistance to creep hot.
The Applicant has observed that in another alloy base containing silicon, the creep resistance was greatly improved between 0 and 0.05%, then then improved more gradually from 0.05% to 0.17% and was above 0.17% stable at one excellent

8 niveau. Limiter le niveau maximum de vanadium à 0.15% comme dans l'ancien 224 ne paraît donc pas souhaitable. Dans l'alliage suivant l'invention, un niveau de 0.05 à 0.30%
est prévu, qui pourra être resserré à des sous-domaines plus étroits de 0.08 -0.25% et préférentiellement 0.10 - 0.20%.
Zirconium: cet élément péritectique améliore également en particulier la résistance au fluage à chaud, et son effet est additif à celui du vanadium. Une teneur de 0.05 - 0.25% et de préférence 0.08 - 0.20% est retenue.
Titane: cet élément péritectique a deux effets différents : d'une part, il est souvent utilisé
comme élément affinant du grain, souvent en combinaison avec un ajout d'alliage mère ou de sel ajoutant du titane et du bore. Cependant, il existe d'autres pratiques d'affinage consistant à n'ajouter que des produits introduisant du titane et du bore, voire même du bore seul, et dans ce dernier cas la présence de titane n'est pas favorable.
D'autre part, le titane contribue à la bonne résistance au fluage à chaud, quoi que moins fortement que vanadium et zirconium, comme la demanderesse l'a observé. On a donc retenu une teneur maximum de 0.35%, mais on préférera en général une addition de 0.05 à 0.25% et encore mieux de 0.10 à 0.20%.
Les autres éléments sont à considérer comme des impuretés. Dans le but de faciliter le recyclage, on peut tolérer pour certaines pièces un niveau total maximum de 0.50%, mais de préférence pour les pièces sollicitées on adoptera des maximas de 0.15% au total et 0.05% chacun.
Exemples On a élaboré dans un four électrique de 35 kg une série de trois compositions d'alliages décrites dans le tableau 4, tous éléments exprimés en % pondéral.
Tableau 4 Repère Si Fe Cu Mn Mg Ti V Zr 0 Mg 0.09 0.14 4.83 0.34 0.00 0.18 0.21 0.14 0.09 Mg 0.08 0.14 4.74 0.33 0.09 0.22 0.17 0.13 0.13 Mg 0.09 0.14 4.81 0.33 0.13 0.20 0.17 0.13 Ces alliages ont été affinés par addition d'A1Ti5B (30 ppm de titane ainsi ajouté) et dégazés par un traitement de 10 minutes à l'aide d'un rotor en graphite tournant à 300 tours / minute avec un débit d'argon de 5 litres / minute, le tout sous couverture d'un flux de lavage MgC12 60% - KC1 40%.

WO 2011/083208 level. Limit the maximum level of vanadium to 0.15% as in the old 224 born therefore seems not desirable. In the alloy according to the invention, a level of 0.05 to 0.30%
is expected, which can be narrowed to narrower subdomains of 0.08 -0.25% and preferably 0.10 - 0.20%.
Zirconium: this peritectic element also improves in particular the resistance to creep hot, and its effect is additive to that of vanadium. A content of 0.05 - 0.25% and preferably 0.08-0.20% is retained.
Titanium: this peritectic element has two different effects: on the one hand, it is often used as a grain refining element, often in combination with an addition parent alloy or of salt adding titanium and boron. However, there are other practices refining consisting of adding only products introducing titanium and boron, even boron alone, and in the latter case the presence of titanium is not favorable.
On the other hand, the titanium contributes to the good resistance to creep when hot, whatever strongly that vanadium and zirconium, as the Applicant has observed. We therefore retained a content maximum of 0.35%, but an addition of 0.05 to 0.25% is generally preferred.
again better from 0.10 to 0.20%.
The other elements are to be considered as impurities. In order to facilitate recycling, we can tolerate for some parts a maximum total level of 0.50% but preferably for the parts solicited one will adopt maxima of 0.15% with total and 0.05% each.
Examples A series of three compositions was prepared in a 35 kg electric oven alloys described in Table 4, all elements expressed in% by weight.
Table 4 Landmark If Cu Fe Mn Mg Ti V Zr 0 Mg 0.09 0.14 4.83 0.34 0.00 0.18 0.21 0.14 0.09 Mg 0.08 0.14 4.74 0.33 0.09 0.22 0.17 0.13 0.13 Mg 0.09 0.14 4.81 0.33 0.13 0.20 0.17 0.13 These alloys were refined by addition of A1Ti5B (30 ppm of titanium and added) and degassed by a 10 minute treatment using a graphite rotor turning 300 rpm / min with an argon flow of 5 liters / minute, all under cover a flow of MgC12 wash 60% - KC1 40%.

WO 2011/08320

9 PCT/FR2010/000812 On a ensuite coulé des éprouvettes en coquille de diamètre 1/4" (6.5 mm)du type de la société Rio Tinto Alcan représentées à la figure 1 destinées aux essais de traction ainsi que des éprouvettes coquille ASTM B108 de diamètre 1/2" (12.7 mm) destinées à
servir d'ébauches aux éprouvettes de fluage de 4 mm de diamètre. La figure 1 représente plus particulièrement une grappe 10 de 4 éprouvettes 11 de la société Rio Tinto Alcan coulées en coquille avec un diamètre du fût 1/4" (6.35 mm). Cette grappe 10 reprend, à
l'échelle1/2, la conception de l'éprouvette ASTM B108.
On a d'abord déterminé la température de brûlure des différentes compositions en procédant à des analyses enthalpiques différentielles (AED) sur des pastilles usinées dans les éprouvettes coulées. La vitesse de montée en température a été de 20 C/minute. Les courbes d'AED sont représentées à la figure 2. Les températures de brûlure observées correspondant aux pics de fusion dépendent évidemment de la teneur en magnésium comme indiqué dans le tableau 5:
Tableau 5 Teneur en Mg (%) Température de brûlure ( C) 0 542.7 0.09 538.2 0.13 533.9 La température de brûlure se décale progressivement vers les températures plus basses quand la teneur en Mg augmente de 0% à 0.09% puis 0.13%.
On a ensuite traité thermiquement ces 3 alliages en leur appliquant une mise en solution comportant un palier préliminaire de 2 h à 495 C puis un palier principal de 12 h à 528 C, suivi d'une trempe à l'eau à 65 C et d'un revenu de 4h à 200 C. On obtient ainsi un alliage à l' état T7.
Les ébauches destinées aux essais de fluage ont subi, préalablement à ce traitement thermique, une compaction isostatique à chaud sous 1000 bar à 485 C pendant 2h afin d'éliminer toute microporosité qui pourrait affecter sérieusement les essais compte tenu du faible diamètre de l'éprouvette.
Les caractéristiques mécaniques statiques ont été mesurées à température ambiante et à
250 C et 300 C. Dans ces deux derniers cas, les éprouvettes ont été
préchauffées pendant 100 h à la température considérée avant d'être tractionnées.
Les résultats figurent dans les tableaux 6, 7 et 8 :

Tableau 6 : caractéristiques mécaniques à température ambiante Alliage Rp0.2 Rm A
Mg (%) MPa MPa 0 187.8 349.3 15.3 0.09 344.5 435.0 8.2 0.13 393.4 466.4 6.6 Tableau 7 : caractéristiques mécaniques à 250 C
Alliage Rp0.2 Rm A
Mg (%) MPa MPa 0 134.7 199.5 10.7 0.09 172.2 223.7 7.3 0.13 191.4 228.8 12.2 5 Tableau 8 : caractéristiques mécaniques à 300 C
_ Alliage Rp0.2 Rm A
Mg (%) MPa MPa 0 98.3 147.1 14.5 0.09 130.2 167.2 11.2 0.13 120.0 149.4 18.3 On a réalisé des essais de fluage à 300 C dans les conditions suivantes :
Les éprouvettes de diamètre 4 mm dans la zone utile, usinées dans les ébauches de diamètre 12.7 9 PCT / FR2010 / 000812 Then 1/4 "(6.5 mm) diameter shell specimens were cast from type of Rio Tinto Alcan company shown in Figure 1 for testing purposes.
traction as well as ASTM B108 shell specimens with a diameter of 1/2 "(12.7 mm) intended for to serve of blanks to creep specimens 4 mm in diameter. Figure 1 represents more particularly a cluster 10 of 4 test tubes 11 from Rio Tinto Alcan castings in shell with 1/4 "(6.35 mm) drum diameter.
the scale1 / 2, the design of the ASTM B108 specimen.
The burning temperature of the different compositions was first determined in performing differential enthalpic analyzes (AED) on pellets machined in cast specimens. The temperature rise rate was 20 C / minute. The AED curves are shown in Figure 2. Burning temperatures observed corresponding to the melting peaks obviously depend on the content of magnesium as shown in Table 5:
Table 5 Content in Mg (%) Burning temperature (C) 0 542.7 0.09 538.2 0.13 533.9 The burning temperature is gradually shifting to higher temperatures low when the Mg content increases from 0% to 0.09% then to 0.13%.
These 3 alloys were then heat treated by applying them in solution with a preliminary time of 2 hours at 495 C and then a main stop of 12 pm to 528 C, followed by quenching with water at 65 C and an income of 4h at 200 C. We obtain thus an alloy in state T7.
The blanks intended for the creep tests have undergone, prior to this treatment thermal, hot isostatic compaction under 1000 bar at 485 C for 2h to to eliminate any microporosity that could seriously affect the tests Given the small diameter of the test piece.
Static mechanical characteristics were measured at temperature ambient and 250 C and 300 C. In the latter two cases, the specimens were preheated during 100 h at the temperature before being tractionned.
The results are shown in Tables 6, 7 and 8:

Table 6: Mechanical characteristics at room temperature Alloy Rp0.2 Rm A
Mg (%) MPa MPa 0 187.8 349.3 15.3 0.09 344.5 435.0 8.2 0.13 393.4 466.4 6.6 Table 7: Mechanical characteristics at 250 ° C
Alloy Rp0.2 Rm A
Mg (%) MPa MPa 0 134.7 199.5 10.7 0.09 172.2 223.7 7.3 0.13 191.4 228.8 12.2 Table 8: Mechanical characteristics at 300 ° C.
_ Alloy Rp0.2 Rm A
Mg (%) MPa MPa 0 98.3 147.1 14.5 0.09 130.2 167.2 11.2 0.13 120.0 149.4 18.3 Creep tests were performed at 300 C under the following conditions:
Specimens with a diameter of 4 mm in the working zone, machined in the blanks of diameter 12.7

10 mm, ont d'abord été préchauffées 100 h à 300 C dans un four séparé, puis placées sur la machine de fluage et stabilisées à nouveau 1/2 h à 300 C avant de les mettre sous une charge constante de 30 MPa. La déformation en % est alors enregistrée continûment pendant une durée de 300 h à
300 C. Le critère principal utilisé pour l'interprétation des essais est la déformation obtenue après 300 h.
Le tableau 9 résume les résultats : 10 mm, were first preheated 100 h at 300 C in a separate oven, then placed on the machine creep and stabilized again 1/2 h at 300 C before putting them under a constant charge of 30 MPa. The% deformation is then recorded continuously during a duration of 300 hours to 300 C. The main criterion used for the interpretation of the tests is the deformation obtained after 300 h.
Table 9 summarizes the results:

11 Tableau 9: Fluage à 300 C sous 30 MPa Teneur en magnésium (%) Déformation (en %) après 300h 0 0.26 0.09 0.13 0.13 0.14 Ces résultats sont reportés dans la figure 3 où apparaissent également à titre de référence les résultats obtenus par la demanderesse avec une série d'alliages de type AlSi7Cu3.5MnVZrTI à différentes teneur en Mg.
Une pièce peut alors être moulée à partir de l'alliage avantageux définit ci-dessus, cette pièce pouvant notamment être une culasse ou un insert d'une culasse ou d'une autre pièce nécessitant une haute résistance mécanique statique à la température ambiante et à chaud et une haute tenue au fluage à chaud, en particulier à 300 C.
La pièce est avantageusement traitée T7, même si un traitement T6 est également envisageable.
Aussi, récemment, un nouveau procédé de fonderie nommé Moulage par Ablation a été
introduit en Amérique du Nord. Ce procédé a été décrit dans l'article Ablation Casting de J.Grassi, J.Campbell, M.Hartlieb et F. Major présenté au TMS 2008. Ce procédé
consiste à couler d'abord la pièce dans un moule de sable + liant assez isolant, puis lorsqu'elle a atteint au moins localement une fraction solide suffisante, à
arroser le moule avec un (ou plusieurs) jet d'eau qui dissout instantanément le liant du sable et provoque l'effondrement du moule. La pièce en cours de solidification est alors directement exposée à l'impact de l'eau qui en extrait les calories très rapidement (de façon analogue à celle observée par exemple en coulée continue verticale de billettes d'aluminium).
Ceci conduit à une solidification très rapide de l'alliage et à l'obtention de structures fines ayant des caractéristiques mécaniques élevées, égales ou même supérieures à celles obtenues en coulée en coquille avec un moule métallique.
Le moulage par ablation convient particulièrement au moulage des alliages à
criquabilité
élevée. Initialement, il s'agit de moulage sable qui contrarie fort peu le retrait, et ensuite après ablation du moule la fin de la solidification s'effectue sans moule rigide du tout. En plus d'assurer une vitesse de solidification élevée, le procédé conduit aussi à des gradients de température élevés car l'aspersion est généralement progressive, commençant sur certaines zones choisies et avançant vers les points de fin de solidification où il est possible d'attacher les masselottes. Ceci favorise avantageusement aussi l'utilisation d'alliages à 11 Table 9: Creep at 300 C under 30 MPa Magnesium content (%) Deformation (in%) after 300h 0.26 0.09 0.13 0.13 0.14 These results are reported in Figure 3 where also appear reference the results obtained by the applicant with a series of alloys of type AlSi7Cu3.5MnVZrTI with different Mg content.
A part can then be molded from the advantageous alloy defined below.
above, this piece may in particular be a breech or an insert of a breech or a other room requiring high static mechanical resistance at room temperature and hot and a high resistance to creep when hot, in particular at 300 C.
The part is advantageously treated T7, even if a T6 treatment is also possible.
Also, recently, a new foundry process called Ablation Molding has been introduced in North America. This process has been described in the article Casting ablation of J.Grassi, J.Campbell, M.Hartlieb and F. Major presented at TMS 2008. This process is to first sink the piece into a sand mold + enough binder insulation and then when it has at least locally reached a sufficient solid fraction, at least water the mold with one (or more) water jet that instantly dissolves the sand binder and causes the collapse of the mold. The piece being solidified is then directly exposed to the impact of the water that extracts the calories very quickly (so analogous to that observed for example in vertical continuous casting of aluminum billets).
This leads a very fast solidification of the alloy and the obtaining of structures fine having high mechanical characteristics equal to or even greater than those obtained in shell casting with a metal mold.
Ablation molding is particularly suitable for molding alloys with criquabilité
high. Initially, it is sand casting that is very uncomfortable withdrawal, and then after removal of the mold the end of the solidification takes place without mold rigid at all. In addition to ensure a high solidification rate, the process also leads at gradients high temperatures, since spraying is usually gradual, starting with sure selected areas advancing towards the end points of solidification where it is possible to attach the weights. This advantageously also favors the use from alloys to

12 faible capacité d'alimentation de la retassure, tel que les alliages aluminium cuivre, dont l'alliage selon l'invention.
Aussi, l'invention a également pour objet un procédé pour mouler une pièce à
partir de l'alliage selon l'invention, notamment un insert ou une culasse, comprenant les étapes consistant à:
- fournir un moule formé à partir d'un agrégat et d'un liant hydrosoluble ;
- couler l'alliage dans le moule ;
- projeter de l'eau sur le moule de manière à désagréger le moule et à
refroidir l'insert ou la culasse pour accélérer la solidification de l'alliage.
La mise en oeuvre de ce procédé permet avantageusement la production en grande série de pièces moulées avec l'alliage selon l'invention ayant des propriétés mécaniques à chaud bien plus élevées que les alliages aluminium silicium.
Les perspectives d'emploi d'alliages aluminium cuivre à haute résistance à
chaud ne sont cependant pas restreintes au procédé par ablation : il existe d'autres voies dont le moulage au sable classique, éventuellement combiné à des refroidisseurs métalliques, et le moulage en Moule métallique coquille, éventuellement avec des modifications de tracé
des pièces permettant d'accepter les moins bonnes propriétés de fonderie de cette famille d'alliages. 12 low feed capacity of the shrink, such as aluminum alloys copper, of which the alloy according to the invention.
Also, the invention also relates to a method for molding a piece to from the alloy according to the invention, in particular an insert or a cylinder head, comprising Steps consists in:
providing a mold formed from an aggregate and a water-soluble binder;
pouring the alloy into the mold;
- throw water on the mold so as to break up the mold and cool the insert or the yoke to accelerate the solidification of the alloy.
The implementation of this process advantageously allows the production in large series of molded parts with the alloy according to the invention having mechanical hot much higher than aluminum silicon alloys.
Prospects for use of high-strength copper aluminum alloys hot are however not restricted to the ablation process: there are other whose molding conventional sand, possibly combined with metal coolers, and molding in Shell metal mold, possibly with track modifications pieces allowing to accept the less good foundry properties of this family alloys.

Claims

1. Molded part with high mechanical resistance static temperature ambient and hot and with high resistance to creep when hot, in particular at 300 ° C. and more, casting in aluminum alloy of the following chemical composition, expressed in percentages weights:

If: 0.02 - 0.50%

Mn: <0.70%

Fe: 0.02 - 0.30%

Cu: 3.5 - 4.9%

Zn: <0.30%

Ni: <0.30%

Mg: 0.05 - 0.20%

other elements in total <0.15%, and less than 0.05% each V: 0.05 - 0.30%

remains aluminum.

Zr: 0.05 - 0.25%

2. Molded part according to claim 1 characterized in that the content of magnesium Ti: 0.01 - 0.35%

3. Molded part according to one of claims 1 to 2 characterized in that the content

Molded part according to one of Claims 1 to 3, characterized in that the content is between 0.07 - 0.20%.

5. Molded part according to one of the preceding claims characterized in that that the magnesium is between 0.08 - 0.20% and preferably between 0.09 - 0.13%.

0.20%.

6. Molded part according to one of the preceding claims characterized in that that the copper is between 3.8 - 4.9% and preferably between 4.0 - 4.8%.

7. Molded part according to one of the preceding claims characterized in that that the vanadium content is between 0.08 - 0.25% and preferably between 0.10 -zirconium content is between 0.08 - 0.20%.

titanium content is between 0.05 - 0.25% and preferably between 0.10 -0.20%.

8. Molded part according to one of the preceding claims characterized in that that the silicon content is between 0.02 - 0.20% and preferably between 0.02 -0.06%.

9. Molded part according to one of the preceding claims characterized in that that the iron content is between 0.02 - 0.20%, preferably between 0.02 -0.12% and more preferably between 0.02 - 0.06%.

Molded part according to one of the preceding claims, characterized in that that the Manganese content is between 0.20 - 0.50%.

11. Molded part according to one of the preceding claims characterized in that that the zinc content is less than 0.10% and preferably less than 0.03%.

Molded part according to one of the preceding claims, characterized in that that the nickel content is less than 0.10% and preferably less than 0.03%.

13. Molded part according to one of the preceding claims having undergone a treatment thermal type T7 or T6.

14. Insert comprising a molded part according to one of Claims 1 to 13.

15. Insert according to claim 14, characterized in that said insert is essentially constituted by the molded part.

16. Cylinder head comprising a molded part according to one of claims 1 to 13 or one insert according to any one of claims 14 and 15.

17. Process for molding an insert according to any one of claims 14 and 15 or a yoke according to claim 16, comprising the steps of:
providing a mold formed from an aggregate and a water-soluble binder;
pouring the alloy into the mold;
- throw water on the mold so as to break up the mold and cool the insert or the cylinder head.