EP0092492A1 - Procédé de fabrication de pièces matricées ou forgées en alliage d'aluminium - Google Patents

Procédé de fabrication de pièces matricées ou forgées en alliage d'aluminium Download PDF

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EP0092492A1
EP0092492A1 EP83420063A EP83420063A EP0092492A1 EP 0092492 A1 EP0092492 A1 EP 0092492A1 EP 83420063 A EP83420063 A EP 83420063A EP 83420063 A EP83420063 A EP 83420063A EP 0092492 A1 EP0092492 A1 EP 0092492A1
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forged
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Roger Develay
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Cegedur Societe de Transformation de lAluminium Pechiney SA
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    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/04—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
    • C22F1/05—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon of alloys of the Al-Si-Mg type, i.e. containing silicon and magnesium in approximately equal proportions
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
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    • C22F1/04—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
    • C22F1/053—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon of alloys with zinc as the next major constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
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    • C22F1/04—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
    • C22F1/057—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon of alloys with copper as the next major constituent

Definitions

  • the invention relates to a process for manufacturing die-forged or forged parts of aluminum alloys with structural hardening and high resistance, in particular those corresponding to the 2000, 6000 and 7000 series of the Aluminum Association, the load of which rupture (R) in the treated state is greater than or equal to 280 MPa.
  • the method is substantially identical except that the reheating before deformation takes place at temperatures T 3 and for times usually used for setting conventional solution before quenching (instead of temperature T 1 ).
  • the temperature T 1 is the usual temperature for homogenization of the alloys considered.
  • the duration of the maintenance at this temperature must be sufficient to allow the main alloying elements to be dissolved.
  • the temperature T 2 is the temperature at which the start of shaping takes place. This temperature is chosen so that the alloy considered has sufficient plasticity or formability for obtaining the part to be produced. During the deformation, this temperature can also change as a function of, the extent of this deformation, the speed of deformation, the temperature of the tools and the nature of the alloy and reach the value T ′ 2 .
  • the temperature T 3 is the solution dissolution temperature of the alloy; for example, a list can be found in the work of VAN HORN already cited, p. 332 and following.
  • the accelerated cooling between T 1 (or T 3 ) and T 2 is preferably obtained by cooling the piece by forced air or a mist.
  • the average cooling rate between the homogenization temperature T 1 or the dissolution solution T 3 and the ambient temperature must be sufficient (higher than the critical quenching speed) to ensure good characteristics of the part. final.
  • critical quenching speed which essentially depends on the composition of the alloy and its microstructure, in particular in the critical quenching interval, also variable depending on the nature of the alloy; this critical interval is generally between the solution temperature and a temperature close to 200-250 ° C and is particularly between 400 and 290 ° C.
  • the critical quenching rate can be defined as the average cooling rate which must be exceeded within the critical range to avoid coarse precipitation, detrimental to the final characteristics.
  • the average speed of cooling of the part between the end of the hot deformation (T ' 2 ) and the ambient (in practice 200 ° C) must be higher than the critical quenching speed of the alloy, and this in particular in the critical quenching interval. This condition of cooling makes it possible to avoid the decomposition of the solid solution and, consequently, the precipitation of the hardening compounds, precipitation which can prove to be detrimental for the characteristics of the product and, in particular, the mechanical strength and the resistance to corrosion.
  • the cooling cycle can be defined by using the TTP curves (time, temperature, properties). These curves, characteristic of a given alloy, have a C shape. It is then necessary that the curve which gives the product cooling cycle is always located to the left of the nose (s) of the curve (s) (s) TTP relating to the property (ies) considered.
  • the critical quenching speed of aluminum alloys depends on the nature of the alloy, its microstructure, but also on the final property considered. For example, for alloys of the 2000 and 7000 series with copper, the critical quenching speed is between 20 ° C and 100 ° C / s if we only consider the mechanical tensile characteristics, but it can exceed 100 ° C / s if we consider the resistance to intergranular corrosion (for example 150 ° C / s for the alloy 7075 T6 and 500 ° C / s for the alloy 2024 T4). For 7000 alloys, without copper, the critical quenching speed is much lower (0.5 to 1 ° C / s for alloy 7020, for example). For 6000 alloys, the critical quenching rate varies between 1 and 10 ° C / s (for example 1 ° C / s for alloy 6063 and 10 ° C / s for alloy 6061).
  • FIG. 1 schematically represents the conventional transformation range according to the prior art, of pieces cast from point (1) - cycle A - or of homogenized and precorroyed pieces from point (1 ') - cycle B -, steps are listed in the first part of the description (see page 1).
  • FIG. 2a schematically represents the production range according to the invention, from castings of plastics - cycle C - and FIG. 2b, of homogenized and precorroyed plots - cycle D -.
  • FIG. 3 represents the position of two manufacturing cycles (C 1 and C 2 ) with respect to the TTP curves (10 or 11).
  • the average quenching speed was greater than the critical quenching speed of the alloy which is of the order of 10 ° C / second.
  • the average cooling rate between 450 ° C and 250 ° C was greater than 20 ° C / second.
  • cycle D After cutting off plots of volumes capable of transformation into rods, cycle D was applied, namely:

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Abstract

L'invention se rapporte à un procédé de fabrication de pièces matricées ou forgées en alliage d'aluminium à haute résistance, en particulier ceux correspondant aux séries 2000, 6000 ou 7000 de l'Aluminium Association.
Le procédé, applicable aux fabrications automatisées en grande série, consiste à tremper les produits à partir de la chaleur de déformation à chaud (T'2), celle-ci ayant lieu après réchauffage des lopins à la température d'himogénéisation (T1) ou de mise en solution (T3).
Les produits obtenus possèdentdes caractéristiques d'utilisation analogues à celles des produits obtenus de façon classique.

Description

  • L'invention se rapporte à un procédé de'fabrication de pièces matricées ou forgées en alliages d'aluminium à durcissement structural et à haute résistance, en particulier ceux correspondant aux séries 2000, 6000 et 7000 de l'Aluminium Association, dont la charge de rupture (R ) à l'état traité est supérieure ou égale à 280 MPa.
  • La technique courante de fabrication de pièces forgées ou matricées en alliages d'A1 à haute résistance comprend les étapes suivantes :
    • 1. Produit de départ : Métal coulé par le procédé classique de coulée semi-continue.
    • 2. Homogénéisation : Ce traitement consiste à maintenir pendant des temps assez longs (4 à 48 h) l'alliage à une température élevée (490°C à 620°C, suivant les alliages). Ce traitement est généralement nécessaire, d'une part, pour conférer au métal une plasticité suffisante pour sa transformation à chaud ultérieure et, d'autre part pour.obtenir sur les produits finis des caractéristiques d'utilisation correctes.
    • 3. Refroidissement à la température ambiante.
    • 4. Réchauffage à la température de matriçage : Ce réchauffage consiste à amener le métal à la température à laquelle il peut être déformé plastiquement.
    • 5. Opération de déformation à chaud proprement dite : Cette opération est réalisée couramment par forgeage et matriçage.
    • 6. Refroidissement de la pièce à la température ambiante.
    • 7. Traitement thermique : Dans le cas des alliages d'aluminium à haute résistance faisant l'objet de la présente demande, un traitement thermique est nécessaire pour obtenir un durcissement structural.
  • Ce traitement comporte les phases ci-après :
    • 7.1. Mise en solution solide de l'alliage (dont la température et la durée sont fonction de la nature de l'alliage);
    • 7.2. Trempe, c'est-à-dire passage de la température de mise en solution à la température ambiante à une vitesse suffisante (supérieure à la vitesse dite critique) pour obtenir, à la température ambiante, la solution solide à l'état métastable;
    • 7.3 : précipitation de la (ou des) phase (s) durcissante (s)
      • a) soit par maturation à la température ambiante,
      • b) soit par traitement de revenu.
  • Cette gamme n'est pas adaptée à la production en grande série de pièces par suite de la multiplicité des étapes et de l'incompatibilité de certaines d'entre elles, en particulier en ce qui concerne la durée relative des différentes opérations.
  • Cependant, l'existence de presses rapides de matriçage ou de forgeage à un ou plusieurs postes de travail et, dans ce dernier cas, transfert automatique de la pièce en cours de déformation d'un poste à l'autre, permet d'appliquer la méthode suivante, objet de l'invention, pour la production en grande série sur lignes continues automatisées.
  • Si on part de lopins coulés, après homogénéisation à la température T1, ceux-ci sont refroidis à la température de déformation T2 (si T1 ≠ T2) à une vitesse de refroidissement accélérée, puis immédiatement déformés à chaud et trempés directement à la fin de cette opération.
  • Si on part de lopins d'alliages homogénéisés et précorroyés ou d'alliages ne nécessitant pas d'homogénéisation préalable, la méthode est sensiblement identique sauf que le réchauffage avant déformation se fait aux températures T3 et pendant des temps habituellement utilisés pour la mise en solution classique avant trempe (au lieu de la température T1).
  • La température T1 est la température habituelle d'homogénéisation des alliages considérés. On en trouvera, par exemple, une liste dans l'ouvrage "ALUMINIUM" de VAN HORN, ASM 1967, volume III, page 325, pour différents alliages. La durée du maintien à cette température doit être suffisante pour permettre la mise en solution solide des principaux éléments d'alliage.
  • La température T2 est la température à laquelle a lieu le début de la mise en forme. Cette température est choisie de telle façon que l'alliage considéré présente une plasticité ou aptitude à la mise en forme suffisante pour l'obtention de la pièce à réaliser. Durant la déformation, cette température peut d'ailleurs évoluer en fonction de, l'importance de cette déformation, de la vitesse de déformation, de la température des outillages et de la nature de l'alliage et at- teindre la valeur T'2.
  • La température T3 est la température de mise en solution de l'alliage ; on en trouvera par exemple une liste dans l'ouvrage de VAN HORN déjà cité, p. 332 et suivantes.
  • µLe refroidissement entre la température T1 d'homogénéisation (ou la température T3 de mise en solution) et la température T2. de début de déformation doit être effectué dans un temps aussi bref que possible.
  • Le refroidissement accéléré entre T1 (ou T3) et T2 est obtenu, de préférence, par refroidissement du lopin par l'air pulsé ou un brouillard.
  • D'une façon générale, la vitesse moyenne de refroidissement entre la température d'homogénéisation T1 ou de mise en solution T3 et la température ambiante doit être suffisante (supérieure à la vitesse critique de trempe) pour assurer de bonnes caractéristiques à la pièce finale. Il est habituel, pour les alliages d'aluminium à durcissement structural des séries 2000, 6000 et 7000, d'utiliser cette notion de vitesse critique de trempe qui dépend essentiellement de la composition de l'alliage et de sa microstructure, en particulier dans l'intervalle critique de trempe, aussi variable suivant la nature de l'alliage ; cet intervalle critique est généralement compris entre la température de mise en solution et une température voisine de 200-250°C et se situe particulièrement entre 400 et 290°C. La vitesse critique de trempe peut être définie comme la vitesse moyenne de refroidissement qu'il est nécessaire de dépasser dans l'intervalle critique pour éviter une précipitation grossière, préjudiciable pour les caractéristiques finales.
  • La vitesse moyenne de refroidissement de la pièce entre la fin de la déformation à chaud (T'2) et l'ambiante (en pratique 200°C) doit être supérieure à la vitesse critique de trempe de l'alliage, et ceci en particulier dans l'intervalle critique de trempe. Cette condition de refroidissement permet d'éviter la décomposition de la solution solide et, par suite, la précipitation des composés durcissants, précipitation qui peut se révéler préjudiciable pour les caractéristiques du produit et, en particulier, la résistance mécanique et la résistance à la corrosion.
  • En fait, le cycle de refroidissement peut être défini par utilisation des courbes TTP (temps, température, propriétés). Ces courbes, caractéristiques d'un alliage donné, présentent une allure en C. Il est alors nécessaire que la courbe qui donne le cycle de refroidissement dupro- duit soit toujours située à gauche du (ou des) nez de la (ou des) courbe (s) TTP relative (s) à la (aux) propriété (s) considérée (s).
  • La vitesse critique de trempe des alliages d'aluminium dépend de la nature de l'alliage, de sa microstructure, mais également de la propriété finale considérée. Par exemple, pour les alliages des séries 2000 et 7000 avec cuivre, la vitesse critique de trempe est comprise entre 20°C et 100°C/s si l'on considère uniquement les caractéristiques mécaniques de traction, mais elle peut dépasser 100°C/s si l'on considère la résistance à la corrosion intergranulaire (par exemple 150°C/s pour l'alliage 7075 T6 et 500°C/s pour l'alliage 2024 T4). Pour les alliages 7000, sans cuivre, la vitesse critique de trempe est beaucoup plus faible (0,5 à 1°C/s pour l'alliage 7020, par exemple). Pour les alliages 6000, la vitesse critique de trempe varie entre 1 et 10°C/s (par exemple 1°C/s pour l'alliage 6063 et 10°C/s pour l'alliage 6061).
  • L'invention sera mieux comprise à l'aide des figures et exemples suivants :
  • La figure 1 représente schématiquement la gamme de transformation classique suivant l'art antérieur, de lopins coulés à partir du point (1) - cycle A - ou de lopins homogénéisés et précorroyés à partir du point (1' ) - cycle B -, les étapes étant répertoriées dans la première partie de la description (voir page 1).
  • La figure 2a représente schematiquement la gamme de fabrication suivant l'invention, à partir de lopins coulés - cycle C - et la figure 2b, de lopins homogénéisés et précorroyés - cycle D -.
  • La figure 3 représente la position de deux cycles de fabrication (C1 et C2) vis-à-vis des courbes TTP (10 ou 11).
  • Les exemples suivants illustrent les résultats obtenus :
    • EXEMPLE 1. Alliages 6061
  • Figure imgb0001
  • Des billettes coulées au diamètre de 60 mm, de même composition, ont subi respectivement chacun des cycles ci-après :
    • - Cycle A (classique)
      Figure imgb0002
    • - Cycle C (suivant l'invention)
      Figure imgb0003
  • Durant ce cycle, la vitesse moyenne de trempe a été supérieure à la vitesse critique de trempe de l'alliage qui est de l'ordre de 10°C/seconde.
  • Les caractéristiques obtenues sur les pièces matricées sont :
    Figure imgb0004
  • Ainsi, les caractéristiques suivant cycle C sont supérieures à celles obtenues suivant cycle A.
    • EXEMPLE 2. Alliage 2017
  • Figure imgb0005
  • Des billettes coulées au diamètre de 55 mm, de même composition, ont subi respectivement chacun des cycles ci-après :
    Figure imgb0006
    • - Cycle C (suivant invention)
      Figure imgb0007
  • Durant ce cycle, la vitesse moyenne de refroidissement entre 450°C et 250°C a été supérieure à 20°C/seconde.
  • Les caractéristiques obtenues sur les pièces matricées sont :
    Figure imgb0008
    • EXEMPLE 3. Alliages Al-Zn-Mg Quatre alliages ont été expérimentés Composition (% en poids)
  • Figure imgb0009
  • Pour chacun des alliages, des billettes de diamètre 190 nm ont été obtenues par coulée semi-continue.
  • Ces billettes ont été homogénéisées 6 h à 480°C, refroidies à l'air réchauffées à 420°C par forgeage en deux chaudes :
    Figure imgb0010
  • Après tronçonnage de lopins de volumes capables de transformation sous forme de bielles, le cycle D a été appliqué, à savoir :
    Figure imgb0011
  • Les caractéristiques mécaniques obtenues sont les suivantes :
    Figure imgb0012
  • Ces caractéristiques sont conformes à celles obtenues couramment sur mêmes alliages d'une fâçon traditionnelle - cycle. B.
  • Il faut remarquer que ces alliages Al-Zn-Mg sont particulièrement adaptés au procédé revendiqué parce que présentant :
    • - un grand intervalle de température de mise en solution (360°C-550°C au moins)
    • - une vitesse critique de trempe faible (de l'ordre de 0,5-2°C /seconde).

Claims (5)

1. - Méthode de fabrication de pièces matricées ou forgées en alliage d'Al à durcissement structural et à haute résistance (Rm≽280 MPa) comprenant le réchauffage de lopins coulés à une température T1 équivalente à celle de l'homogénéisation de l'alliage considéré ou le réchauffage de lopins coulés ou homogénéisés et précorroyés à une température T3 équivalente à celle de la mise en solution de l'alliage considéré, suivi immédiatement d'une déformation à chaud à une température T2 ≼ T1 (ou T3), suivie immédiatement par une trempe, puis par une maturation et/ou un revenu , caractérisée en ce que le refroidissement entre T (ou T3) et T2 est effectué à l'air pulsé ou par brouillard.
2. - Méthode selon la revendication 1, caractérisée en ce que la vitesse moyenne de trempe entre 400 et 290°C est supérieure à la vitesse critique de trempe de l'alliage considéré.
3. - Méthode selon l'une des revendications 1 et 2, caractérisé en ce que la vitesse moyenne de trempe entre la fin de la déformation à chaud (T'2) et 200° C est supérieure à la vitesse critique de trempe de l'alliage considéré.
4. - Méthode selon l'une des revendications 1 à 3, caractérisée en ce que la vitesse moyenne de refroidissement entre la fin de la période de réchauffage à la température T (ou T3) et 200°C est supérieure à la vitesse critique de trempe de l'alliage considéré.
5. - Méthode selon l'une des revendications 1 à 4, caractérisée en ce que le cycle de fabrication compris entre la fin du réchauffage des lopins T1 ou T3 et la fin de la trempe est situé entièrement, sur un diagramme température temps, dans la zone antérieure à la (ou aux) courbe(s) TTP de l'alliage considéré.
EP83420063A 1982-04-13 1983-04-11 Procédé de fabrication de pièces matricées ou forgées en alliage d'aluminium Withdrawn EP0092492A1 (fr)

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Families Citing this family (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2661232B2 (ja) * 1989-01-12 1997-10-08 日産自動車株式会社 アルミニウム系熱間鍛造品の製造方法
FR2726007B1 (fr) * 1994-10-25 1996-12-13 Pechiney Rhenalu Procede de fabrication de produits en alliage alsimgcu a resistance amelioree a la corrosion intercristalline
US6630037B1 (en) 1998-08-25 2003-10-07 Kobe Steel, Ltd. High strength aluminum alloy forgings
EP1229141A1 (fr) * 2001-02-05 2002-08-07 ALUMINIUM RHEINFELDEN GmbH Alliage d'aluminium de fonderie
US20060000094A1 (en) * 2004-07-01 2006-01-05 Garesche Carl E Forged aluminum vehicle wheel and associated method of manufacture and alloy
US8663405B2 (en) * 2011-01-24 2014-03-04 GM Global Technology Operations LLC Stamping of age-hardenable aluminum alloy sheets
WO2016027209A1 (fr) 2014-08-18 2016-02-25 Bharat Forge Limited Procédé de forgeage pour la fabrication d'un disque de roue en alliage d'aluminium
CN112359254A (zh) * 2020-11-24 2021-02-12 辽宁忠旺集团有限公司 一种具有高强度高塑性的铝合金防撞横梁生产工艺
CN113444941A (zh) * 2021-06-18 2021-09-28 天津忠旺铝业有限公司 一种提高2024-t3板材强度的方法

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US2262696A (en) * 1939-10-21 1941-11-11 Aluminum Co Of America Method of treating aluminum alloys
GB780570A (en) * 1955-04-06 1957-08-07 Oesterreichische Metallwerke A Method of making sheet or strip of aluminium or aluminium alloys
US3180806A (en) * 1961-07-03 1965-04-27 Aluminum Co Of America Surface treatment of aluminum base alloys and resulting product
FR2027699A1 (fr) * 1969-01-03 1970-10-02 Olin Corp

Family Cites Families (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US3234054A (en) * 1964-08-05 1966-02-08 Olin Mathieson Process for preparing aluminum base alloy
US3418177A (en) * 1965-10-14 1968-12-24 Olin Mathieson Process for preparing aluminum base alloys
US3642542A (en) * 1970-02-25 1972-02-15 Olin Corp A process for preparing aluminum base alloys
US4019931A (en) * 1976-03-04 1977-04-26 Swiss Aluminium Ltd. Thread plate process
JPS52144359A (en) * 1976-05-28 1977-12-01 Nitsukaru Oshidashi Kk Aluminum alloy dies material manufacturing

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US2262696A (en) * 1939-10-21 1941-11-11 Aluminum Co Of America Method of treating aluminum alloys
GB780570A (en) * 1955-04-06 1957-08-07 Oesterreichische Metallwerke A Method of making sheet or strip of aluminium or aluminium alloys
US3180806A (en) * 1961-07-03 1965-04-27 Aluminum Co Of America Surface treatment of aluminum base alloys and resulting product
FR2027699A1 (fr) * 1969-01-03 1970-10-02 Olin Corp

Also Published As

Publication number Publication date
ES521384A0 (es) 1984-01-16
FR2524908B1 (fr) 1984-07-20
US4490189A (en) 1984-12-25
FR2524908A1 (fr) 1983-10-14
JPS58204164A (ja) 1983-11-28
ES8402360A1 (es) 1984-01-16

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