EP0259232B2 - Alliage d'aluminium chaudronnable et soudable et son procédé de fabrication - Google Patents

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EP0259232B2
EP0259232B2 EP87420190A EP87420190A EP0259232B2 EP 0259232 B2 EP0259232 B2 EP 0259232B2 EP 87420190 A EP87420190 A EP 87420190A EP 87420190 A EP87420190 A EP 87420190A EP 0259232 B2 EP0259232 B2 EP 0259232B2
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EP
European Patent Office
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alloy
solution treatment
carried out
delimited
homogenisation
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EP0259232A1 (fr
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Didier Constant
Gilbert Gutmann
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Constellium Issoire SAS
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Pechiney Rhenalu SAS
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C21/00—Alloys based on aluminium
    • C22C21/06—Alloys based on aluminium with magnesium as the next major constituent
    • C22C21/08—Alloys based on aluminium with magnesium as the next major constituent with silicon

Definitions

  • the invention relates to a weldable boilermaking aluminum alloy containing essentially Si, Mg and Cu and its manufacturing process.
  • Alloys of the 6000 series according to the nomenclature of the Aluminum Association have been developed mainly in the form of profiles, although some of these allallies such as 6061 or 6082, are commonly found in the form of sheets or strips, intended for stamping.
  • Patent application FR 2 375 332 describes a process in which an alloy rich in Si is treated with so as to obtain a fine sub-micron precipitation (0.1 to 0.5 ⁇ m) of Si in supersaturation; this size is intermediate between the eutectic phases present in the alloy and that of the hardening phases usually observed in Al-Si-Mg-Cu alloys.
  • French patent application FR 2 360 684 describes an Al-Si-Mg-Cu alloy containing at least one of the elements which inhibit recrystallization from the Mn, Cr, Zr group.
  • the alloy comprises (in% by weight) contents of Si and Mg defined by the trapezoid of coordinates: Yes Mg AT) 0.5 0.1 B) 0.5 0.2 VS) 1.3 0.5 D) 1.3 0.1 Cu 0.1 - 1.5 Mn 0 - 0.15 Fe 0 - 0.35 others each ⁇ 0.05 total other ⁇ 0.15
  • the maximum Si / Mg ratio (BC side of the trapezoid) remains equal to or greater than 2.6 approximately so as to limit the precipitation of Mg 2 Si during solidification as much as possible.
  • the fine precipitation Mg 2 Si present in the alloy results only from the heat treatments undergone.
  • the secondary elements are limited for the following reasons: As explained above, the presence of Mn is not desirable; however it was admitted up to 0.15% maximum due to possible contamination in this element, due to recycling of waste. It should be noted that the alloy does not contains no intentional additions of Cr and / or Zr.
  • the Ti associated with B controls, as is known, the fineness of the primary crystallization of the products rough casting (plates, strips, billets, etc ...) and allows homogenizations and solutions more short, in particular with regard to the processing of flat products (sheets, strips).
  • the contents effective are Ti ⁇ 0.1% and B ⁇ 0.05%.
  • the Fe content is limited to 0.35% to avoid the formation of coarse primary compounds containing Fe (AlMnFeSi type).
  • Another preferred composition of the alloy according to the invention corresponds to the contents of Si and Mg, delimited by the trapezoid A'B'C'D 'of Fig. 1 with Cu: 0.1-0.25 and Mn ⁇ 0.15, the limits of the others elements being the same.
  • the hot transformation is carried out by any known means (rolling, spinning, forging, etc.) However, this must then be carried out so as to avoid coarse recrystallizations in progress of operation.
  • the temperature at the end of hot transformation to avoid these recrystallizations, must be imperatively between 270 ° and 340 ° C.
  • the alloy After possible cold transformation, the alloy is put into a complete solution. This takes place in the temperature range between 540 and 580 ° C, preferably between 550 and 570 ° C, targeting the temperature of 560 ° C.
  • the processing time varies from a few seconds to a few minutes, without being able to exceed a hour.
  • the sheets and strips thus obtained have good isotropy and grain size average not exceeding 60 ⁇ m.
  • the quenching must be rapid and depends on the thickness of the product. For sheets and strips, it is generally performed in calm or pulsed air.
  • the parts undergo hardening, under the usual conditions; the hardening is due to the precipitation of the Mg 2 Si phase and of the complex AlCuMg, AlCuMg Si phases. Tempering is typically carried out between 8 to 12 h at 165 ° C.
  • FIG. 1 represents the domain of composition of the elements Si and Mg of the alloy
  • FIG. 2 represents the domain of dissolving or homogenizing an alloy according to the invention, on a vertical section of the state diagram Al, Mg, Si at 0.2% Mg.
  • Dissolution (or homogenization) must be carried out in the single-phase field and in particular under the temperature conditions represented by the rectangle FGHI for the general range and F'G'H'I 'for the preferred range. It is obvious from these curves that for high Si contents, the treatment is delicate, since a small variation with respect to the set temperature leads either to a precipitation of Si if the temperature drops, or to a "burning" of the metal if the temperature rises.
  • This heat treatment therefore requires a precise industrial tool.
  • the dissolution of these was carried out in a passage oven at a speed of 20 m / min, the temperature holding time of 560 ° C. being of the order of 1 minute and the rate of rise in temperature of the order of 25 ° C / sec.
  • the anisotropy was estimated by making buckets and measuring the rate of the horns according to the standard AFNOR NF-A-50-301. This value is equal to 7%.
  • the grain size measured by metallography is 40 ⁇ m.
  • Sheets cut from the dissolved metal were finished by shaping parts automotive body, in this case a front cover.
  • the mechanical characteristics obtained as a function of the local hardening rate are as follows: Work hardening rate (%) Rp0.2 (MPa) Rm (MPa) AT % 0 225 285 15 5 250 290 10 10 265 295 8
  • the assembly was then brought, in an oven, to 165 ° C for 10 h.
  • the shear strength of the welded joints thus obtained is of the order of 280 MPa. We can see the good properties obtained after welding and tempering.
  • the alloy according to the invention has the following advantages: This alloy is delivered in T4 state to transformers. In this state, the alloy is ductile and lends itself well to deformation, its maturation at ambient temperature being very low. The cold-deformed part acquires better resistance characteristics by work hardening, at least locally in the most deformed zones; the softening due to annealing during the welding operation is partially offset by the structural hardening during the final tempering (T6).
  • the metal only undergoes after quenching the finishing operations (such as as dressing, leveling, etc.) strictly necessary.
  • the alloys according to the invention are mainly used in the fields of automobile bodywork and box.

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Description

L'invention se rapporte à un alliage d'aluminium de chaudronnerie, soudable, contenant essentiellement du Si, du Mg et du Cu et à son procédé de fabrication.
Les alliages de la série 6000 selon la nomenclature de l'Aluminium Association ont été développés essentiellement sous forme de profilés, bien que certains de ces allaiges tel que le 6061 ou le 6082, se trouvent couramment sous forme de tôles ou bandes, destinées à l'emboutissage.
Des alliages entrant dans cette famille ont été décrits dans les brevets français FR-A-2 375 332 et FR-A 2 360 684.
Ces alliages, moins chargés en magnésium que les alliages 6000 classiques, peu éloignées de la stoéchiométrie Mg2Si, sont par contre beaucoup plus riches en silicium.
La demande de brevet FR 2 375 332 décrit un procédé dans lequel un alliage riche en Si est traité de façon à obtenir une fine précipitation sub-micronique (0,1 à 0,5 µm) de Si en sursaturation; cette taille est intermédiaire entre le phases eutectiques présentes dans l'alliage et celle des phases durcissantes habituellement observées dans les alliages Al-Si-Mg-Cu.
Cette précipitation de Si, si elle présente selon les auteurs un certain nombre d'avantages, a également quelques inconvénients.
En effet, les précipités au silicium trop importants réduisent les cappacités de déformation du matériau et de plus la résistance à la corrosion de l'alliage dans ses conditions d'emploi est affaiblie par leur présence.
La demande de brevet français FR 2 360 684 décrit un alliage Al-Si-Mg-Cu contenant au moins l'un des éléments inhibiteurs de recristallisation du groupe Mn, Cr, Zr.
Cependant, la présence de ces derniers éléments n'est pas favorable. Le Mn en particulier présente plusieurs inconvénients :
  • il donne naissance à la solidification des composés intermétalliques à base de Fe, Mn, Si qui réduisent la capacité de déformation de l'alliage et peuvent initier des décohésions et ruptures, lors des opérations de mise en forme;
  • il augmente la vitesse critique de trempe et limite donc les possibilités de traitements thermiques pour le produits épais;
  • il confère à l'alliage un comportement à la corrosion assez médiocre;
  • il n'est pas adapté aux homogénéisations de courte durée, telle que celles généralement obtenues dans des fours à passages.
Le Cr et le Zr ont des effets similaires à ceux du Mn.
Le problème que se pose à l'homme de l'art est donc l'obtention d'un alliage Al-Si-Mg-Cu emboutissable et soudable, exempt des inconvénients signalés ci-dessus et qui présente des propriétés mécaniques satisfaisantes à l'état durci, une bonne aptitude à la déformation à froid à l'état trempé, une bonne résistance à la corrosion et ce à la suite d'un traitement thermique simple, qui exclut la présence de toute précipitation de phase submicronique essentiellement constituée de Si.
Selon l'invention, l'alliage comprend (en % en poids) des teneurs en Si et Mg définies par le trapèze de coordonnées :
Si Mg
A) 0,5 0,1
B) 0,5 0,2
C) 1,3 0,5
D) 1,3 0,1
Cu 0,1 - 1,5
Mn 0 - 0,15
Fe 0 - 0,35
autres chacun ≤ 0,05
total autres ≤ 0,15
reste Al et est exempt de précipités submicroniques essentiellement constitués de Si.
Au-dessous des valeurs minimales des éléments principaux (Si, Mg, Cu) les caractéristiques mécaniques désirées à l'état traité ne sont pas atteintes.
Pour Si ≧ 1,3 % le traitement thermique de mise en solution complète est difficile à appliquer industriellement, comme cela sera exposé ci-après.
Pour Mg ≧ 0,5 %, des difficultés lors de la transformation à chaud apparaissent (fragilisation) et l'aptitude à l'emboutissage est réduite.
On peut aussi observer que le rapport Si/Mg maximum (côté BC du trapèze) rest égal ou supérieur à 2.6 environ de manière à limiter au maximum la précipitation de Mg2Si en cours de solidification. Ainsi, les fines précipitations Mg2Si présentes dans l'alliage ne résultent que des traitments thermiques subis.
Pour Cu ≧ 0,5 %, la résistance à la corrosion ainsi que l'aptitude à l'emboutissage sont réduites.
Les éléments secondaires sont limités pour les raisons suivantes : Comme explicité ci-dessus, la présence de Mn n'est pas souhaitable; cependant elle a été admise jusqu'à 0,15 % maximum en raison des contaminations éventuelles en cet élément, dues au recyclage des déchets. Il est à noter que l'alliage ne comporte pas d'additions intentionnelles de Cr et/ou Zr.
Le Ti associé au B contrôle, comme cela est connu, la finesse de la cristallisation primaire des produits bruts de coulée (plaques, bandes, billettes, etc...) et permet des homogénéisations et mises en solution plus courtes, en particulier en ce qui concerne le traitement des produits plats (tôles, bandes). Les teneurs efficaces sont Ti < 0,1 % et B < 0,05 %. La teneur en Fe est limitée à 0,35 % pour éviter le formation de composés primaires grossiers contenant de Fe (type AlMnFeSi).
Une composition préférentielle de l'alliage suivant l'invention (% en poids) est la suivante : teneur en Si et Mg comprises dans le trapèze ayant pour sommet :
Si Mg
A" 0,65 0,18
B" 0,65 0,2
C" 0,95 0,28
D" 0,95 0,2
Cu = 0,10-0,25
Mn ≤ 0,15
les limites des autres éléments étant les mêmes.
Une autre composition préférentielle de l'alliage suivant l'invention correspond aux teneurs en Si et Mg, délimitées par le trapèze A'B'C'D' de la Fig.1 avec Cu : 0,1-0,25 et Mn ≦ 0,15, les limites des autres éléments étant les mêmes.
La gamme de fabrication des alliages suivant l'invention est définie dans la revendication 6.
Cependant, pour obtenir de bonnes propriétés de l'alliage, en particulier une finesse de grain inférieure à 80 µm en moyenne, ces opérations doivent être conduites dans des conditions assez étroites.
Ainsi, pour limiter le temps de mise en solution ultérieure, il est préférable de bien homogénéiser l'alliage en évitant de le brûler par fusion des phases eutectiques. Une homogénéisation à haute température entre 550°C et 570°C avec un temps de maintien de 6 à 24 h est souhaitable. L'homogénéisation est de préférence précédée d'une montée lente en température.
La transformation à chaud est effectuée par tout moyen connu (laminage, filage, forgeage, etc...) Cependant, celle-ci doit ensuite être conduite de façon à éviter des recristallisations grossières en cours d'opération.
Dans le cas des tôles et bandes, ces recristallisations à chaud grossières sont la source de lignes de déformations macroscopiques, visibles après emboutissage, donc rédhibitoires pour cette application.
De ce fait, la température de fin de transformation à chaud, pour éviter ces recristallisations, doit être impérativement entre 270° et 340° C.
Après transformation à froid éventuelle l'alliage est mis en solution complète. Celle-ci a lieu dans le domaine de température compris entre 540 et 580°C, de préférence entre 550 et 570°C, en visant la température de 560°C.
Compte tenu de l'absence volontaire d'éléments inhibiteurs de recristallisation (Mn,Cr,Zr), la montée en température avant mise en solution doit être rapide (V ≧ 10° C/sec) et la mise en solution de préférence exécutée soit dans un four à passage, soit dans un four de traitement tôle à tôle.
Le temps de traitement varie de quelques secondes à quelques minutes, sans pouvoir dépasser une heure. Les tôles et bandes ainsi obtenues présentent une bonne isotropie et une grosseur de grain moyenne ne dépassant pas 60 µm.
La trempe doit être rapide et dépend de l'épaisseur du produit. Pour les tôles et bandes, elle est généralement effectuée à l'air calme ou pulsé.
Après les opérations de mise en forme à froid ou d'assemblage telle que le soudage, les pièces subissent un revenu de durcissement, dans les conditons habituelles; le durcissement est dû à la précipitation de la phase Mg2Si et de phases complexes AlCuMg, AlCuMg Si. Le revenu est typiquement effectué entre 8 à 12 h vers 165° C.
Il est à remarquer que dans certains cas, la cuisson de revêtements de surface tels que des vernis, bien que plus courte, réalise ipso facto ce traitement.
L'invention sera mieux comprise à l'aide des exemples suivants illustrés par la figure 1 que représente le domaine de composition des éléments Si et Mg de l'alliage, et la figure 2 qui représente le domaine de mise en solution ou d'homogénéisation d'un alliage suivant l'invention, sur une coupe verticale du diagramme d'état Al, Mg, Si à 0,2 % Mg.
Sur la figure 2, on trouve en (1) la courbe solvus, en (2) la courbe solidus et en (3) le palier eutectique, qui se regroupent au point E.
La mise en solution (ou homogénéisation) doit être effectuée dans le domaine monophasé et en particulier dans les conditions de température représentées par le rectangle FGHI pour la plage générale et F'G'H'I' pour la plage préférentielle.
Il est évident, d'après ces courbes, que pour les teneurs en Si élevées, le traitement est délicat, puisqu'une faible variation par rapport à la température de consigne conduit soit à une précipitation de Si si la température baisse, soit à une "brûlure" du métal si la température monte.
Ce traitement thermique exige donc un outil industriel précis.
Exemple 1
Une plaque (1500x400 mm2) de composition suivante (% en poids ) : Si 0,90; Mg 0,30; Cu 0,20; Fe 0,25; Ti 0,03, a été coulée par le procédé classique en semi-continu. Cette plaque a été homogénéisée 10 h à 555°C (scalpée à 1500 x 420 mm2) puis laminée à chaud jusqu'à 4 mm d'épaisseur avec finition entre 320 et 300° C. Les bobines ainsi obtenues ont été laminées à froid jusqu'à 1,25 mm d'épaisseur.
La mise en solution de celles-ci a été effectuée dans un four à passage à la vitesse de 20 m/mn, le temps de maintien à température de 560°C étant de l'ordre de 1 minute et la vitesse de montée en température de l'ordre de 25°C/sec.
Les caractéristiques mécaniques mesurées dans la direction du laminage, dans le sens travers et suivant la direction à 45° de la direction du laminage sont rassemblées dans le Tableau suivant :
Figure 00030001
Ces mesures montrent que le produit obtenu est relativement homogène et isotrope.
L'anisotropie a été estimée en réalisant des godets et en mesurant le taux des cornes suivant la norme AFNOR NF-A-50-301. Cette valeur est égale à 7 %. La grosseur de grain mesurée par métallographie est de 40 µm.
Des tôles découpées dans le métal mis en solution ont été parachevées par mise en forme de parties de carrosserie automobile, dans ce cas un capot avant.
Après emboutissage, celui-ci a été revêtu d'un revêtement protection (peinture) avant de subir une cuisson de 1,5 h à 180°C.
Les caractéristiques mécaniques obtenues en fonction du taux d'écrouissage local sont les suivantes :
Taux d'écrouissage (%) Rp0,2 (MPa) Rm (MPa) A %
0 225 285 15
5 250 290 10
10 265 295 8
Exemple 2
Une tôle de même composition que celle de l'exemple 1 a été soudée à une autre tôle de même composition par soudure par point, dans les conditions suivantes :
  • Electrode en "Mallory 328" de forme tronconique avec angle au sommet de 60° et diamètre de pastille Ø 5,5 mm.
  • Force d'appui : 400 kg
  • Intensité : 27 000 A
  • Fréquence : 2 Hz.
    • L'assemblage a été ensuite porté, en étuve, à 165°C pendant 10 h.
    La résistance au cisaillement des joints soudés ainsi obtenus est de l'ordre de 280 MPa.
    On peut constater les bonnes propriétés obtenues après soudage et revenu.
    L'alliage suivant l'invention présente les avantages suivants :
    Cet alliage est livré à l'état T4 aux transformateurs.
    A cet état, l'alliage est ductile et se prête bien à la déformation, sa maturation à la température ambiante étant très faible.
    La pièce déformée à froid acquiert de meilleures caractéristiques de résistance par écrouissage, au moins localement dans les zones les plus déformées; l'adoucissement dû au recuit lors de l'opération de soudage est partiellement compensé par le durcissement structural lors du revenu final (T6).
    Pour obtenir l'état le plus ductile, le métal ne subit après trempe que les opérations de finition (telles que dressage, planage, etc...) strictement nécessaires.
    Les alliages selon l'invention sont principalement utilisés dans les domaines de la carrosserie automobile et du boítage.

    Claims (9)

    1. Alliage d'aluminium chaudronnable et soudable caractérisé en ce qu'il contient (en poids %) des teneurs en Si et Mg délimitées par le trapèze ABCD dont les coordonnées sont : Si Mg A 0,5 0,1 B 0,5 0,2 C 1,3 0,5 D 1,3 0,1 Cu 0,10-0,5 Mn 0-0,15 Fe 0-0,35 Autres chacun ≤ 0,05 Total autres ≤ 0,15 Reste: Al.
      et en ce qu'il est exempt de précipités submicroniques essentiellement constitués de Si.
    2. Alliage suivant la revendication 1, caractérisé en ce qu'il contient (en poids %) des teneurs en Si et Mg délimitées par le trapèze A"B"C"D" dont les coordonnées sont : Si Mg A" 0,65 0,18 B" 0,65 0,2 C" 0,95 0,28 D" 0,95 0,2 Cu 0,1 - 0,25 Mn ≤ 0,15.
    3. Alliage suivant la revendication 1, caractérisé en ce qu'il contient (en poids %) des teneurs en Si et Mg délimitées par le trapèze A'B'C'D' représenté sur la figure 1, avec Cu 0.1 - 0.25.
    4. Alliage suivant l'une des revendications 1 à 3 caractérisé en ce que la grosseur de grain moyenne est inférieure à 80 µm.
    5. Alliage suivant l'une des revendications 1 à 4 caractérisé en ce que la grosseur de grain moyenne est inférieure à 60 µm.
    6. Procédé d'obtention des produits selon l'une des revendications 1 à 5, comprenant la coulée continue ou semi-continue d'ébauches, une homogénéisation éventuelle, une transformation à chaud, une transformation à froid éventuelle, une mise en solution effectuée dans le domaine monophasé, une trempe, une mise en forme à froid et enfin un revenu caractérisé en ce que la transformation à chaud finale a lieu entre 270 et 340°C.
    7. Procédé selon la revendication 6, caractérisé en ce que l'homogénéisation ou la mise en solution complète sont conduites entre 540 et 580°C.
    8. Procédé selon la revendication 7, caractérisé en ce que l'homogénéisation ou la mise en solution ont lieu entre 550 et 570°C.
    9. Procédé selon l'une des revendications 7 ou 8, caractérisé en ce que la mise en solution est précédée d'une montée en température à une vitesse supérieure à 10°C/sec.
    EP87420190A 1986-07-07 1987-07-02 Alliage d'aluminium chaudronnable et soudable et son procédé de fabrication Expired - Lifetime EP0259232B2 (fr)

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    Application Number Priority Date Filing Date Title
    AT87420190T ATE64763T1 (de) 1986-07-07 1987-07-02 Gut bearbeitbare und schweissbare aluminiumlegierung und verfahren zu ihrer herstellung.

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    FR8610028A FR2601040B1 (fr) 1986-07-07 1986-07-07 Alliage d'aluminium chaudronnable et soudable et son procede de fabrication
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    CA000552025A CA1340260C (fr) 1986-07-07 1987-11-17 Alliage d'aluminium chaudronnable et soudable et son procede de fabrication

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    EP0259232B1 EP0259232B1 (fr) 1991-06-26
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