EP1143027B1 - Procédé de fabrication d'éléments de structure d'avions en alliage d'aluminium Al-Si-Mg - Google Patents

Procédé de fabrication d'éléments de structure d'avions en alliage d'aluminium Al-Si-Mg Download PDF

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EP1143027B1
EP1143027B1 EP01420078A EP01420078A EP1143027B1 EP 1143027 B1 EP1143027 B1 EP 1143027B1 EP 01420078 A EP01420078 A EP 01420078A EP 01420078 A EP01420078 A EP 01420078A EP 1143027 B1 EP1143027 B1 EP 1143027B1
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EP
European Patent Office
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mpa
state
alloy
product
income
Prior art date
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EP01420078A
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German (de)
English (en)
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EP1143027A1 (fr
Inventor
Ronan Dif
Philippe Lequeu
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Constellium Issoire SAS
Original Assignee
Alcan Rhenalu SAS
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Publication date
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    • 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
    • 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
    • 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
    • C22F1/057—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 the field of rolled, extruded or forged aluminum alloy products Al-Si-Mg 6000 series according to the alloy designations of the Aluminum Association, for the manufacture of structural elements of aircraft, including fuselage elements.
  • the fuselages of commercial aircraft are made for the most part from alloy sheets 2024 in the T3 or T351 state, plated on both sides with a low-alloy aluminum alloy, for example an alloy 1050 or 1070, in the aim to improve the resistance to corrosion.
  • a low-alloy aluminum alloy for example an alloy 1050 or 1070
  • the thickness of the plating may be between 2 and 12% of the total thickness.
  • the US Patent 4589932 (Alcoa ) describes the use, for aircraft structural elements, of an alloy, subsequently registered under the designation 6013, of composition (% by weight): If: 0.4 - 1.2 Mg: 0.5 - 1.3 Cu: 0.6 - 1.1 Mn: 0.1 - 1 Fe ⁇ 0.6
  • the EP 0173632 in the name of the applicant, describes an alloy, subsequently registered under the designation 6056, of composition: If: 0.9 - 1.2 Mg: 0.7 - 1.1 Cu: 0.3 - 1.1 Mn: 0.25 - 0.75 Zn: 0.1 - 0.7 Zr: 0.07 - 0.2 Fe ⁇ 0.3
  • the EP 0787217 also in the name of the Applicant, relates to a particular tempering treatment, leading to a T78 state, for an alloy of the type 6056, so as to desensitize it to intercrystalline corrosion, and thus to permit its use without plating for the fuselage of aircraft.
  • This income is defined by a total duration, measured in equivalent time at 175 ° C, between 30 and 300 hours, and preferably between 70 and 120 hours.
  • This development was the subject of a communication from R. Dif, D. Bechet, T. Warner and H. Ribes: "6056 T78: A corrosion resistant copper-rich 6xxx alloy for aerospace applications” at ICAA-6 (July 1998) in Toyohashi (Japan), and published in Congress proceedings, pages 1991-1996 .
  • the forming of the pieces is preferably in the T4 state, in which the alloy 6056 has excellent formability.
  • the income is made on the formed parts and possibly welded.
  • the figure 1 represents, in the form of Wöhler curves, the fatigue life of samples according to example 1 in the T6 and T78 state, before and after prolonged exposure in the marine atmosphere.
  • the figure 2 represents the results of the intercrystalline corrosion tests as a function of the TL yield strength in the T4 state for the samples of Examples 6 and 7.
  • the plate was reheated to 530 ° C, scalped, hot rolled and then cold to 3.2 mm thickness. Samples of the sheet obtained were dissolved at 550 ° C., quenched with water, finished and subjected to an income. For some, the income was 8 h at 175 ° C to obtain the T6 state, that is to say the state corresponding to the maximum mechanical strength; for the others, it was 6 hours at 175 ° C.
  • the toughness was also measured by the R curve method according to ASTM E 561.
  • the curve R also allows, for example by the method of L.
  • the plate was transformed under the same conditions as in Example 1, except for the income at the T78 state.
  • Part of the samples received an income of 6 h at 175 ° C and 5 h at 210 ° C, a total equivalent time at 175 ° C of 105 h, in accordance with the preferential teaching of EP 0787217 .
  • Another part was tempered for 6 hours at 175 ° C. and 13 hours at 190 ° C., a total equivalent time at 175 ° C.
  • Table 7 Three plates of alloys A, B and C were cast, whose compositions (in% by weight), included in the range of composition of the invention, and the final rolling thickness e, are shown in Table 7: Table 7 alloy e (mm) Yes mg Cu mn Fe Zn Si + 2 Mg AT 1.4 to 3.2 0.93 0.75 0.60 0.63 0.10 0.16 2.43 B 4-8 0.91 0.76 0.64 0.59 0.13 0.17 2.43 VS 4,5-6 0.94 0.80 0.64 0.56 0.10 0.13 2.54
  • the plates were transformed identically to those of the preceding examples until the income, except that, for the thicknesses greater than or equal to 4.5 mm, indicated in Table 7, there was no rolling at cold.
  • the same yield was carried out for 6 hours at 175 ° C. for 13 hours at 190 ° C., ie a total equivalent time at 175 ° C. of 55 hours.
  • the same measurements were carried out as in the preceding examples: static mechanical characteristics in the direction of TL R 0.2 (in MPa), Rm (in MPa) and A (in%), sensitivity to intercrystalline corrosion, tenacity in the TL direction (in MPa) ⁇ m), and crack propagation velocity (TL direction). The results are shown in Tables 8, 9 and 10.
  • K R (TL) ⁇ a 20mm
  • K R (TL) ⁇ a 40mm K c0 (TL)
  • K c (TL) At 1.4 mm 90 122.5 85.5 129.7 At 3.2 mm 95.5 125 86.9 125.7 B 8 mm 110 134 93.8 126.1 C 4.5 mm 98.5 121.5 84.9 114.7 -Alloy thickness.
  • a first plate of this alloy was subjected to the manufacturing range A comprising the following steps: homogenization of 4 h at 540 ° C. + 24 h at 565 ° C., scalping, reheating at 530 ° C., hot rolling of a band up to 4.5 mm, debiting of the sheet metal strip, dissolving in an air oven for 40 minutes at 550 ° C., quenching with water, finishing, T6 yield from 8 h to 175 ° C.
  • a second plate has undergone a manufacturing range B comprising the same steps with the exception of the prior homogenization.
  • the grain size (thickness e and length l), at the surface and at the mid-thickness of the sheet, were measured in the T4 state (before tempering) by optical microscopy on a polished section, as well as the distribution of the Al dispersoids. Mn-Si in transmission electron microscopy. This distribution is evaluated by the Equivalent Circle Diameter (ECD) parameter ⁇ 4A / ⁇ in which A is the area of the phases observed on the micrographic section. To characterize the formability, the parameter LDH (Limit Dome Height) is used. This parameter is defined in the request for EP Patent 1045043 in the name of the plaintiff. The results are shown in Table 11: Table 11 Range grain surface ( ⁇ m) 1 grain surface ( ⁇ m) e mid-th grain. (Microns) 1 mid-th grain (Microns) ECD (nm) LDH (mm) AT 27 143 23 140 271 92 B 40 316 30 320 108 73
  • Samples were taken from the sheets of Example 3 and Example 5 at different thicknesses and with different types of finishing, comprising at least one of the following operations: wrinkling (D), roller flattening (P) or traction planing (T).
  • the yield strength R 0.2 was measured in each case in the TL (in MPa) direction at the T4 and T78 state, as well as the T88 intercrystalline corrosion sensitivity. This corrosion has been described as "light” when it shows pits with short intergranular branches.
  • Table 16 Table 16 Ex.-alloy e (mm) Paratroopers.

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Description

    Domaine de l'invention
  • L'invention concerne le domaine des produits laminés, filés ou forgés en alliage d'aluminium Al-Si-Mg de la série 6000 selon les désignations d'alliages de l'Aluminum Association, destinés à la fabrication d'éléments de structure d'avions, notamment d'éléments de fuselage.
    • Etat de la technique
  • Les fuselages des avions commerciaux sont réalisés pour la plupart à partir de tôles en alliage 2024 à l'état T3 ou T351, plaquées sur les deux faces d'un alliage d'aluminium peu chargé, par exemple un alliage 1050 ou 1070, dans le but d'améliorer la résistance à la corrosion. L'épaisseur du placage peut représenter, selon l'épaisseur de la tôle d'âme, entre 2 et 12% de l'épaisseur totale.
  • Depuis plusieurs années, on a proposé d'utiliser pour les panneaux de fuselage, à la place de l'alliage 2024 ou des alliages voisins, des alliages Al-Si-Mg de la série 6000. Ces alliages, également à traitement thermique, présentent de bonnes caractéristiques mécaniques à l'état traité, un module d'élasticité élevé et une densité plus faible que celle du 2024. Il s'agit de plus d'alliages facilement soudables, ce qui permettrait de réduire le nombre des assemblages rivetés , qui sont une source de surcoût, et également des sites de concentration de contraintes et d'initiation de corrosion.
  • Le brevet US 4589932 (Alcoa ) décrit l'utilisation, pour des éléments de structure d'avions, d'un alliage, enregistré ultérieurement sous la désignation 6013, de composition (% en poids) :
    Si : 0,4 - 1,2 Mg : 0,5 - 1,3 Cu : 0,6 - 1,1 Mn : 0,1 - 1 Fe < 0,6
    Le brevet EP 0173632 , au nom de la demanderesse, décrit un alliage, enregistré ultérieurement sous la désignation 6056, de composition :
    Si : 0,9 - 1,2 Mg : 0,7 - 1,1 Cu : 0,3 - 1,1 Mn : 0,25 - 0,75 Zn : 0,1 - 0,7 Zr : 0,07 - 0,2 Fe < 0,3
    Le brevet EP 0787217 , également au nom de la demanderesse, concerne un traitement de revenu particulier, conduisant à un état T78, pour un alliage du type 6056, de manière à le désensibiliser à 1a corrosion intercristalline, et à permettre ainsi son utilisation sans placage pour le fuselage des avions. Ce revenu se définit par une durée totale, mesurée en temps équivalent à 175°C, comprise entre 30 et 300 h, et de préférence entre 70 et 120 h. Ce développement a fait l'objet d'une communication de R. Dif, D. Béchet, T. Warner et H. Ribes : « 6056 T78 : A corrosion resistant copper-rich 6xxx alloy for aerospace applications » au congrès ICAA-6 (juillet 1998) à Toyohashi (Japon), et publié dans les Proceedings du congrès, pages 1991-1996.
    La mise en forme des pièces se fait de préférence à l'état T4, dans lequel l'alliage 6056 présente une excellente formabilité. Le revenu est effectué sur les pièces formées et éventuellement soudées. L'utilisation du 6056 à l'état T78 conduit à une désensibilisation complète à la corrosion intercristalline du joint soudé ou du produit de base, et à des caractéristiques mécaniques statiques équivalentes à celles du 2024 T3 ou T351 plaqué. Cependant, il est apparu souhaitable d'améliorer les résultats obtenus en ce qui concerne la tolérance aux dommages, tout en conservant les propriétés mécaniques statiques et la désensibilisation à la corrosion intercristalline.
    • Objet de l'invention
  • L'invention a pour objet un procédé de fabrication d'un élément de structure d'avion à partir de produits laminés, filés ou forgés en alliage d'aluminium comportant :
    • la coulée d'une ébauche de composition (% en poids) :
      Si : 0,7 - 1,1 Mg : 0,6 - 0,9 Cu : 0,5 - 0,7 Mn : 0,3 - 0,8 Zn < 0,5 Fe < 0,2 Zr < 0,20 Cr < 0,25 Mg/Si < 1, Si + 2 Mg : 2,0 - 2,6 autres éléments < 0,05 chacun et < 0,15 au total, reste aluminium,
    • la transformation à chaud, et éventuellement à froid, de cette ébauche pour donner un produit,
    • la mise en solution du produit entre 540 et 570°C,
    • la trempe du produit,
    • la réalisation de l'élément de structure par mise en forme du produit, et éventuellement soudage,
    • le revenu de l'élément de structure, en un ou plusieurs paliers, pour lequel le temps équivalent total à 175°C exprimé en heures est compris entre 40 et 65 h.
    Description des figures
  • La figure 1 représente, sous forme de courbes de Wöhler, la durée de vie en fatigue d'échantillons selon l'exemple 1 à l'état T6 et T78, avant et après exposition prolongée en atmosphère marine.
    La figure 2 représente les résultats des essais de corrosion intercristalline en fonction de la limite d'élasticité sens TL à l'état T4 pour les échantillons des exemples 6 et 7.
    • Description de l'invention
  • L'invention repose sur la constatation qu'à l'intérieur du domaine de composition et de revenu décrits dans le brevet EP 0787217 , il existe un domaine restreint reliant les éléments majeurs de la composition (Si, Mg et Cu) et le temps équivalent total à 175°C du revenu, tel que ce paramètre est défini dans EP 0787217 , domaine pour lequel on obtient, par rapport aux résultats divulgués dans les exemples de ce brevet européen, une amélioration des caractéristiques mécaniques statiques et de la tolérance aux dommages, sans influence néfaste sur la sensibilité à la corrosion intercristalline. On peut ainsi relier à chaque composition d'alliage un facteur γ égal à la somme des teneurs (en % en poids) Si + 2Mg + 2Cu, et à ce facteur γ une plage de temps équivalent à 175°C pour le revenu comprise (en heures) entre (-160 + 57γ) et (-184 + 69γ), et de préférence entre (-150 + 57γ) et (-184 + 69γ).
    Plus particulièrement, les inventeurs ont mis en évidence qu'en déchargeant l'alliage par rapport aux compositions des exemples du brevet européen, c'est-à-dire en se plaçant plutôt dans la partie basse des plages de teneurs pour ces 3 éléments, tout en s'efforçant que ces éléments soient mis en solution aussi complètement que possible, l'alliage devenait moins sensible à la corrosion intercristalline à sur-revenu donné, et que par conséquent, on pouvait le désensibiliser avec un sur-revenu moins poussé. Ainsi, dans le domaine de composition mentionné plus haut, avec notamment Cu < 0,7% et Si + 2Mg < 2,6%, le temps équivalent à 175°C du revenu pour atteindre l'état T78 avec désensibilisation totale se situe entre 40 et 65 h, soit en dessous de la plage préférentielle (70 à 120 h) indiquée dans le brevet EP 0787217 . Cependant, pour obtenir une résistance mécanique suffisante, il est nécessaire de maintenir Cu > 0,5% et Si + 2Mg > 2,0 et de préférence > 2,3%.
    Dans ce domaine de composition, associé à un revenu T78 à temps équivalent à 175°C compris entre 40 et 65 h, on peut obtenir, outre une désensibilisation complète à la corrosion intercristalline, le niveau de propriétés suivant en matière de caractéristiques mécaniques statiques, de ténacité et de vitesse de propagation de fissures
    • une limite d'élasticité R0,2 (sens TL) > 330 MPa, une résistance à la rupture Rm (sens TL) > 360 MPa et un allongement A (sens TL) > 8%.
    • une ténacité en contrainte plane, mesurée dans le sens T-L, selon la norme ASTM E561, telle que l'une au moins des propriétés suivantes soit vérifiée :
      • KR (Δa = 20 mm) > 90 MPa√m
      • KR (Δa = 40 mm) > 115 MPa√m
      • Kc0 > 80 MPa√m
      • Kc > 110 MPa√m
  • Les mesures sont effectuées sur une éprouvette CCT de largeur W = 760 mm et de longueur de fissure initiale 2a0 = 253 mm. L'essai permet de définir la courbe R du matériau, donnant la résistance à la déchirure KR en fonction de l'extension de la fissure Δa. On peut ensuite calculer à partir de cette courbe, et selon la procédure indiquée par L. Schwarmann dans Aluminium, 1991, vol.67, n° 5, p. 479, les ténacités apparente Kc0 et effective Kc qui correspondent à la rupture d'une éprouvette virtuelle de type CCT de largeur W = 400 mm et de longueur de fissure initiale 2a0 = 133 mm.
    • une ténacité dans le sens L-T, mesurée dans les mêmes conditions que celle dans le sens T-L, telle que l'une au moins des propriétés suivantes soit vérifiée :
      • Kc0 > 90 MPa√m
      • Kc > 130MPa√m.
    • une vitesse de propagation de fissures da/dn, mesurée dans le sens T-L selon la norme ASTM E647 pour R = 0,1 sur une éprouvette de type CCT de largeur W = 160 mm, inférieure à :
      • 2 10-3 mm/cycle pour ΔK = 20 MPa√m
      • 4 10-3 mm/cycle pour ΔK = 25 MPa√m
      • 8 10-3 mm/cycle pour ΔK = 30 MPa√m
    Enfin, on constate, à cet état T78 particulier, un moindre abattement de la tenue en fatigue après une exposition prolongée en milieu corrosif qu'à l'état T6.
    Cet ensemble de propriétés, associé au fait que l'alliage est soudable, le rend particulièrement apte à la fabrication d'éléments de structure d'avions, notamment de fuselage.
    Il est également possible d'utiliser l'alliage à l'état T6. Le niveau de propriétés obtenues à cet état T6 avec la composition de l'invention, en matière de caractéristiques mécaniques statiques, de ténacité et de vitesse de propagation de fissures est le suivant :
    • une limite d'élasticité R0,2 (sens TL) > 350 MPa, une résistance à la rupture Rm (sens TL) > 380 MPa et un allongement A (sens TL) > 6%.
    • une ténacité dans le sens T-L, mesurée dans les mêmes conditions que pour l'état T78 mentionné plus haut, telle que l'une au moins des propriétés suivantes
      soit vérifiée :
      • KR (Δa = 20 mm) > 95 MPa√m
      • KR (Δa = 40 mm) > 120 MPa√m
      • Kc0 > 85 MPa√m
      • Kc> 115 MPa√m
    • une ténacité mesurée dans le sens L-T dans les mêmes conditions, telle que l'une au moins des propriétés suivantes soit vérifiée :
      • Kc0 > 100 MPa√m
      • Kc > 150 MPa√m.
    • une vitesse de propagation de fissures da/dn, mesurée dans les mêmes conditions qu'à l'état T78, inférieure à :
      • 2 10-3 mm/cycle pour ΔK = 20 MPa√m
      • 4 10-3 mm/cycle pour ΔK = 25 MPa√m
      • 8 10-3 mm/cycle pour ΔK = 30 MPa√m
    Cet ensemble de propriétés, associé à la soudabilité de l'alliage, rend le produit particulièrement apte à la fabrication d'éléments de fuselage d'avions.
    Le procédé de fabrication selon l'invention comporte la coulée d'une ébauche an alliage de la composition mentionnée, cette ébauche étant une plaque pour les produits laminés, une billette pour les produits filés ou un bloc de forge pour les produits forgés. L'ébauche est scalpée, puis réchauffée avant sa transformation à chaud par laminage, filage ou forgeage, et éventuellement transformée à froid. Après découpe au format approprié, le demi-produit obtenu est mis en solution à une température comprise entre 540 et 570°C, trempé, généralement à l'eau froide, et parachevé, cette dernière étape ayant essentiellement pour but de résorber les déformations du demi-produit issu de le trempe. C'est le plus souvent à cet état T4 que le produit est livré pour la mise en forme de l'élément de structure, et éventuellement son soudage. L'élément mis en forme et, le cas échéant soudé, est soumis ensuite au traitement de revenu selon l'invention.
    La demanderesse a constaté qu'il est avantageux d'ajouter, avant le scalpage, une étape d'homogénéisation à une température comprise entre 540 et 570°C. Cette homogénéisation peut être du type mono-palier, ou du type bi-palier, le second palier étant à une température supérieure au premier. Elle contribue à améliorer la formabilité du produit à l'état T4, ainsi qu'à diminuer la taille de grain, ce qui conduit à une diminution de la rugosité du métal lorsque celui-ci subit un usinage chimique. Or, une rugosité trop importante peut entraîner l'amorçage de micro-fissures en fatigue. Par ailleurs, les essais ont montré que la désensibilisation à la corrosion intercristalline est d'autant plus efficace que le métal est plus écroui à l'état T4. Cet écrouissage peut résulter des opérations de parachèvement telles que le défripage ou le planage par rouleaux ou par traction dans le cas des tôles, et la traction ou l'étirage dans le cas des profilés. Il peut résulter également des opérations de mise en forme des pièces par roulage, étirage-formage, emboutissage, fluotournage ou pliage. Cet écrouissage, d'au moins 1%, et de préférence d'au moins 2% d'allongement permanent, peut être relativement important, par exemple jusqu'à 10%, voire 15% d'allongement permanent ; en effet, on constate, de manière surprenante, qu'un écrouissage important, bien qu'il accélère la cinétique de revenu, ne fait pas diminuer la limite d'élasticité à l'état T78 par rapport au même produit non écroui.
    Cette possibilité d'utiliser un écrouissage important améliorant la résistance à la corrosion intercristalline est particulièrement utile dans le cas, assez fréquent dans la fabrication du fuselage d'un avion, où on doit assembler des tôles minces et des profilés. La demanderesse a constaté, en effet, que la désensibilisation à la corrosion intercristalline est plus difficile à réaliser sur les profilés que sur les tôles, sans doute à cause de la différence de structure métallurgique entre eux. Si on procède à la mise en forme séparée des tôles et des profilés, puis à leur soudage avant le revenu, celui-ci risque de conduire à une différence de résistance à la corrosion entre les parties issues de profilés et celles issues de tôles. Pour remédier à cet inconvénient, plutôt que de choisir un revenu très poussé pour désensibiliser les profilés, ce qui conduirait à une perte de résistance mécanique importante, il est préférable de garder le revenu T78 adapté à la désensibilisation des tôles, et de soumettre les profilés à un écrouissage supplémentaire pour amener leur résistance à la corrosion intercristalline au même niveau que celle des tôles minces. Exemples Exemple 1
  • On a coulé une plaque de composition (% en poids) correspondant à l'exemple 3 du brevet EP 0787217 , à savoir : Si : 0,92 Mg : 0,86 Cu : 0,87 Mn : 0,55 Fe : 0,19 Zn : 0,15 Zr : 0,10 soit Mg/Si = 0,93 et Si + 2Mg = 2,64 La plaque a été réchauffée à 530°C, scalpée, laminée à chaud puis à froid jusqu'à l'épaisseur de 3,2 mm. Des échantillons de la tôle obtenue ont été mis en solution à 550°C, trempés à l'eau, parachevés et soumis à un revenu. Pour les uns, le revenu a été de 8 h à 175°C pour obtenir l'état T6, c'est-à-dire l'état correspondant à la résistance mécanique maximale ; pour les autres, il a été de 6 h à 175°C puis 2 h à 220°C, soit un temps équivalent à 175°C de 95 h, pour obtenir l'état T78, comme indiqué dans l'exemple 3 du brevet EP 0787217 .
    On a mesuré les caractéristiques mécaniques dans le sens TL, à savoir la résistance à la rupture Rm (en MPa), la limite d'élasticité conventionnelle à 0,2% d'allongement R0,2 (en MPa), et l'allongement à la rupture A (en %), ainsi que la sensibilité à la corrosion intercristalline (CI) selon la norme militaire américaine MIL-H-6088. On définit une désensibilisation complète par l'absence de ramifications de corrosion de plus de 5 µm de long. Les résultats sont donnés au tableau 1 : Tableau 1
    Etat R0,2 (TL) Rm (TL) A (TL) Sensibilité CI
    T6 364 408 7 Oui
    T78 304 343 8 Non
  • Pour l'état T78, on a mesuré également la ténacité par la méthode de la courbe R, selon la norme ASTM E 561. L'essai, effectué sur une éprouvette de type CCT de largeur W = 760 mm et de longueur de fissure centrale 2a0 = 253 mm, permet de déduire la courbe qui relie la résistance à la déchirure KR à l'accroissement de la fissure Δa. Pour le sens T-L, on a reporté au tableau 2 la valeur de KR pour des accroissements de fissure Δa = 20 mm et Δa = 40 mm.
    La courbe R permet aussi, par exemple par la méthode de L. Schwarmann mentionnée plus haut, de déterminer par le calcul les ténacités en contrainte plane Kc0 (ténacité apparente) et Kc (ténacité effective), en MPa√m, qui correspondent aux facteurs d'intensité de contrainte critiques pour une éprouvette CCT, qui aurait pour largeur W = 400 mm et pour longueur de fissure initiale 2 a0 = 133 mm. Les résultats dans les sens T-L et L-T sont également donnés au tableau 2 : Tableau 2
    Etat KR(T-L) Δa=20mm KR(T-L) Δa=40mm Kc0 (T-L) Kc (T-L) Kc0 (L-T) Kc (L-T)
    T78 89,5 107,5 75,2 105,9 88,8 137,8
  • On a mesuré également à l'état T78 la vitesse de propagation de fissure de fatigue da/dn dans le sens T-L (en mm/cycle) pour R = 0,1 (rapport entre contrainte minimale et maximale) et pour différentes valeurs de ΔK (en MPa√m) selon la norme ASTM E 647. Les résultats, obtenus sur éprouvettes de type CCT de largeur W = 160 mm, sont indiqués au tableau 3 : Tableau 3
    Etat ΔK = 20 MPa√m ΔK = 25 MPa√m ΔK = 30 MPa√m
    T78 10-3 3 10-3 6,3 10-3
    • Exemple 2
  • On a coulé une plaque de composition incluse dans la composition préférentielle de la présente invention : Si = 0,93 Mg = 0,75 Cu = 0,60 Mn = 0,63 Fe = 0,10 Zn = 0,16 ce qui correspond à Mg/Si = 0,81 et Si + 2Mg = 2,43
    La plaque a été transformée dans les mêmes conditions que dans l'exemple 1, sauf en ce qui concerne le revenu à l'état T78. Une partie des échantillons a subi un revenu de 6 h à 175°C puis 5 h à 210°C, soit un temps équivalent total à 175°C de 105 h, conforme à l'enseignement préférentiel du brevet EP 0787217 . Une autre partie a subi un revenu de 6 h à 175 °C puis 13 h à 190°C, soit un temps équivalent total à 175°C de 55 h, conforme à la présente invention. On a procédé pour les états T6 et T78 105 h et 55 h aux mêmes mesures que dans l'exemple 1. Les résultats sont rassemblés aux tableaux 4,5 et 6. Tableau 4
    Etat R0,2 (TL) Rm (TL) A (TL) Sensibilité CI
    T6 360 397 7,5 Oui
    T78 (105 h) 305 337 10,5 Non
    T78 (55 h) 339 367 9,2 Non
  • On constate que le revenu à 55 h de temps équivalent améliore nettement la résistance mécanique par rapport à celui à 105 h de temps équivalent, tout en présentant la même désensibilisation à la corrosion intercristalline. Tableau 5
    Etat KR (T-L) Δa=20mm KR (T-L) Δa=40mm Kc0 (T-L) Kc (T-L) Kc0 (L-T) Kc (L-T)
    T6 101,1 126,2 87,9 121,7 104,4 155,1
    T78 105h 94,4 119,6 83,1 117,5 91,6 137,9
    T78 55h 96,5 125 86,9 125,7
  • On constate d'une part qu'à revenu identique, la variation de composition entre l'exemple 1 et l'exemple 2 conduit à une amélioration de la ténacité, quelque soit le paramètre de mesure utilisé, et que d'autre part, à composition identique, le revenu à 55 h de temps équivalent améliore également la ténacité. Tableau 6
    Etat ΔK = 20 MPa√m ΔK = 25 MPa√m ΔK = 30 MPa√m
    T6 1,2 10-3 3 10-3 5 10-3
    T78 (105 h) 10-3 2 10-3 4 10-3
    T78 (55 h) 1,2 10-3 3 10-3 5 10-3
  • On constate qu'avec le revenu et la composition selon l'invention, il n'y a pas de dégradation de da/dn entre l'état T6 et l'état T78.
  • Sur les mêmes tôles à l'état T6 et T78, on a prélevé des ébauches d'éprouvettes de fatigue qui ont été exposées pendant un an en atmosphère marine sur la côte méditerranéenne. Après usinage, les éprouvettes, présentant un facteur de concentration de contrainte proche de 1, ont été testées en fatigue-endurance, pour déterminer le nombre de cycles à rupture, à différents niveaux de contrainte et à la fréquence de 30Hz, pour un rapport de charge R = 0,1. Les résultats sont représentés à la figure 1 sous la forme de courbes de Wöhler, à la fois sur le matériau non corrodé (en traits pleins) et sur les éprouvettes corrodées (points individuels).
    Ces résultats montrent l'avantage du traitement T78 par rapport au traitement T6 en terme d'abattement de la tenue en fatigue après exposition à la corrosion.
    • Exemple 3
  • On a coulé 3 plaques en alliages A, B et C, dont les compositions (en poids %), incluses dans le domaine de composition de l'invention, et les épaisseurs finales de laminage e, sont indiquées au tableau 7 : Tableau 7
    alliage e (mm) Si Mg Cu Mn Fe Zn Si+2Mg
    A 1,4-3,2 0,93 0,75 0,60 0,63 0,10 0,16 2,43
    B 4-8 0,91 0,76 0,64 0,59 0,13 0,17 2,43
    C 4,5-6 0,94 0,80 0,64 0,56 0,10 0,13 2,54
  • Les plaques ont été transformées de manière identique à celles des exemples précédents jusqu'au revenu, à ceci près que, pour les épaisseurs supérieures ou égales à 4,5 mm, indiquées au tableau 7, il n'y a pas eu de laminage à froid. On a effectué pour tous les échantillons le même revenu 6 h à 175°C + 13 h à 190°C, soit un temps équivalent total à 175°C de 55 h. On a effectué les mêmes mesures que dans les exemples précédents : caractéristiques mécaniques statiques sens TL R0,2 (en MPa), Rm (en MPa) et A (en %), sensibilité à la corrosion intercristalline, ténacité sens T-L (en MPa√m), et vitesse de propagation de fissures (sens T-L). Les résultats sont indiqués aux tableaux 8, 9 et 10. Tableau 8
    Alliage-ép. R0,2 (TL) Rm (TL) A (TL) Sensibilité CI
    A 1,4 mm 337 363 8,3 Non
    A 3,2 mm 339 367 9,2 Non
    B 4 mm 340 369 9,1 Non
    B 8 mm 345 371 8,9 Non
    C 4,5 mm 337 367 9,4 Non
    C 6 mm 351 379 9,4 Non
    Tableau 9
    Alliage-ép. KR(T-L) Δa=20mm KR(T-L) Δa=40mm Kc0 (T-L) Kc (T-L)
    A 1,4 mm 90 122,5 85,5 129,7
    A 3,2 mm 95,5 125 86,9 125,7
    B 8 mm 110 134 93,8 126,1
    C 4,5 mm 98,5 121,5 84,9 114,7
    Tableau 10
    Alliage-ép. ΔK = 20 MPa√m ΔK = 25 MPa√m ΔK = 30 MPa√m
    A 1,4 mm 1,3 10-3 2,5 10-3 5,2 10-3
    A 3,2 mm 1,1 10-3 3 10-3 4,8 10-3
    B 8 mm 8 10-4 2,3 10-3 4,1 10-3
    C 4,5 mm 1,1 10-3 2,8 10-3 4,3 10-3
  • On constate que, pour toutes les épaisseurs, et qu'il y ait eu ou non un laminage à froid, les valeurs mesurées pour les caractéristiques mécaniques statiques et les ténacités sont supérieures aux valeurs minimales indiquées plus haut pour l'état T78, et les vitesses de propagation de fissures da/dn sont inférieures aux valeurs maximales indiquées plus haut pour ce même état.
    • Exemple 4
  • On a coulé un alliage de composition (% en poids) : Si = 1,01 Mg = 0,71 Cu = 0,67 Mn = 0,55 Fe = 0,14 Zn = 0,15 reste aluminium.
    Une première plaque de cet alliage a été soumise à la gamme de fabrication A comportant les étapes suivantes : homogénéisation de 4 h à 540°C + 24 h à 565°C, scalpage, réchauffage à 530°C, laminage à chaud d'une bande jusqu'à 4,5 mm, débitage de la bande en tôles, mise en solution au four à air de 40 mn à 550°C, trempe à eau, parachèvement, revenu T6 de 8 h à 175°C.
    Une seconde plaque a subi une gamme de fabrication B comportant les mêmes étapes à l'exception de l'homogénéisation préalable. On a mesuré à l'état T4 (avant revenu) la taille de grain (épaisseur e et longueur l), en surface et à mi-épaisseur de la tôle, par microscopie optique sur coupe polie, ainsi que la distribution des dispersoïdes Al-Mn-Si en microscopie électronique en transmission. Cette distribution est évaluée par le paramètre ECD (Equivalent Circle Diameter) = √4A/π dans lequel A est l'aire des phases observées sur la coupe micrographique. Pour caractériser la formabilité, on utilise le paramètre LDH (Limit Dome Height). Ce paramètre est défini dans la demande de brevet EP 1045043 au nom de la demanderesse. Les résultats sont indiqués au tableau 11 : Tableau 11
    Gamme e grain surface (µm) 1 grain surface (µm) e grain mi-ép. (µm) 1 grain mi-ép. (µm) ECD (nm) LDH (mm)
    A 27 143 23 140 271 92
    B 40 316 30 320 108 73
  • On constate qu'à l'état T4, c'est-à-dire l'état dans lequel les tôles sont livrées le plus souvent au constructeur aéronautique qui effectue la mise en forme, puis le revenu, la gamme A avec homogénéisation conduit à une taille de grain plus faible, et donc une rugosité plus faible après usinage chimique, et une meilleure formabilité.
  • On a comparé également les caractéristiques mécaniques statiques R0,2 (en MPa), Rm (en MPa) et A (en %) sens L et TL à l'état T6 pour les deux gammes. Les résultats sont indiqués au tableau 12 : Tableau 12
    Gamme R0,2 (TL) Rm (TL) A (TL) R0,2 (L) Rm (L) A (L)
    A 361 390 11,3 374 386 12,0
    B 359 389 10,5 367 386 12,7
  • On peut conclure que l'homogénéisation n'a pas d'effet significatif sur les caractéristiques mécaniques à l'état T6.
    • Exemple 5
  • On a coulé une plaque en alliage de composition (% en poids) : Si = 0,82 Mg = 0,68 Cu = 0,55 Mn = 0,57 Fe = 0,13 Zn = 0,14 reste aluminium.
    Cette plaque a été soumise à la gamme de fabrication suivante : homogénéisation de 4 h à 540°C + 24 h à 565°C, scalpage, réchauffage à 530°C, laminage à chaud d'une bande jusqu'à 5 mm, débitage de la bande en tôles, mise en solution au four à air de 40 mn à 550°C, trempe à eau, parachèvement, revenu T78 de 6 h à 175°C + 13 h à 190°C (soit 55 h de temps équivalent à 175°C).
    On a mesuré les caractéristiques mécaniques statiques R0,2, Rm (en MPa) et A (en %) sens TL à cet état T78, ainsi que la ténacité sens T-L (en MPa√m), la vitesse de propagation de fissures sens T-L, et la sensibilité à la corrosion intercristalline de la même manière qu'aux exemples 1, 2 et 3. Les résultats sont indiqués aux tableaux 13, 14 et 15 : Tableau 13
    Gamme R0,2 (TL) Rm (TL) A (TL) Sensibilité CI
    Homog.+T78 337 359 11 Non
    Tableau 14
    Etat KR(T-L) Δa=20mm KR(T-L) Δa=40mm Kc0(T-L) Kc(T-L)
    Homog + T78 115 142 98,8 136
    Tableau 15
    Etat ΔK = 20 MPa√m ΔK = 25 MPa√m ΔK = 30 MPa√m
    Homog.+T78 1,1 10-3 2,1 10-3 4,0 10-3
  • Si on compare ces résultats à ceux du tableau 4 de l'exemple 2, on remarque que, à l'état T78 également, l'homogénéisation n'a pas d'effet significatif sur les caractéristiques mécaniques, la vitesse de propagation de fissures ni sur la sensibilité à la corrosion intercristalline, mais semble augmenter la ténacité mesurée par la courbe R.
    • Exemple 6
  • On a prélevé des échantillons sur les tôles de l'exemple 3 et de l'exemple 5 à différentes épaisseurs et avec différents types de parachèvement, comportant l'une au moins des opérations de défripage (D), planage par rouleaux (P) ou planage par traction (T). On a mesuré dans chaque cas la limite d'élasticité R0,2 dans le sens TL (en MPa) à l'état T4 et à l'état T78, ainsi que la sensibilité à la corrosion intercristalline à l'état T78. Cette corrosion a été qualifiée de « légère » lorsqu'elle fait apparaître des piqûres avec de courtes ramifications intergranulaires. Les résultats sont indiqués au tableau 16 : Tableau 16
    Ex.-alliage e (mm) Parach. R0,2 (TL) T4 R0,2 T78 Sens. CI
    3 A 1,4 D+P+T 218 337 Non
    3 A 3,2 D+P+T 215 339 Non
    3 B 4 D+P+T 218 340 Non
    3 B 8 T 181 345 Légère
    3 C 4,5 D+P+T 203 337 Non
    3 C 6 T 198 351 Légère
    5 2,2 D+P+T 179 340 Oui
    5 2,2 D+P+T 211 336 Légère
    5 2,5 D+P+T 224 332 Non
    5 2,5 D+P+T 200 330 Légère
    5 3,2 D+P+T 245 326 Non
    5 5 P+T 218 337 Non
  • Les résultats reportés à la figure 2 montrent, pour une composition donnée, une corrélation nette entre la résistance à la corrosion intercristalline à l'état T78 et la limite d'élasticité à l'état T4.
    • Exemple 7
  • A partir de la tôle correspondant à la 7ème ligne du tableau 14 (composition de l'exemple 5, épaisseur 2,2 mm), on a réalisé en laboratoire différents parachèvements à l'état T4 consistant en une traction contrôlée à 3,2% d'allongement permanent, et un laminage à froid à différents niveaux d'allongement permanent entre 2,6 et 8,7%. Les échantillons ainsi obtenus ont été soumis d'une part à un revenu A de 6 h à 175°C + 13h à 190°C, correspondant à un état T78 avec temps équivalent à 175°C de 55 h, et d'autre part à un revenu B de 6 h à 175°C + 6 h à 190°C, état légèrement sur-revenu avec un temps équivalent à 175°C de 31 h, permettant d'exacerber la sensibilité à la corrosion intercristalline. On a mesuré la limite d'élasticité (en MPa) et l'allongement (en %) sens TL à l'état T4 et la limite d'élasticité sens TL à l'état T78 après revenu A (tableau 17), ainsi que la sensibilité à la corrosion intercristalline pour les revenus A et B, en indiquant la profondeur de l'attaque (en µm) et l'étendue de l'attaque en % de la surface affectée (tableau 18). Tableau 17
    Parachèvement R0,2 (T4-TL) R0,2 (T78-TL) A (T4-TL)
    Sans 191 337 24,6
    Traction 3,2% 234 330 21,7
    Laminage 2,6% 235 333 21,4
    Laminage 3,5% 236 332 21,1
    Laminage 5,3% 261 336 18,7
    Laminage 8,7% 285 340 16,4
    Tableau 18
    Parachèvement Revenu A Sensibilité CI Profondeur Etendue Revenu B Sensibilité CI Profondeur Etendue
    Sans Oui 190 µm-10% Oui 150 µm-20%
    Traction 3,2% Légère 10 µm Oui 140 µm-1%
    Laminage 2,6% Légère 10 µm Oui 190 µm-5%
    Laminage 3,5% Non - Oui 125 µm-10%
    Laminage 5,3% Non - Oui 25 µm-1%
    Laminage 8,7% Non - Non -
  • On constate à nouveau la corrélation entre la limite d'élasticité à l'état T4 et la désensibilisation à la corrosion intercristalline à l'état T78. On constate par ailleurs qu'un taux d'écrouissage élevé n'entraîne pas de dégradation de la limite d'élasticité après revenu, comme on aurait pu s'y attendre, puisqu'on accélère la cinétique de revenu.

Claims (6)

  1. Procédé de fabrication d'un élément de structure d'avion à partir de produits laminés, filés ou forgés en alliage d'aluminium comportant :
    - la coulée d'une ébauche de composition (% en poids) :
    Si : 0,7 -1,1 Mg: 0,6 - 0,9 Cu: 0,5 - 0,7 Mn 0,3 - 0,8 Zn < 0,5 Fe < 0,2 Zr < 0,20 Cr < 0,25 Mg/Si < 1 . Si +2Mg 2,0-2,6 autres éléments < 0,05 chacun et < 0, 15 au total, reste aluminium,
    - la transformation à chaud, et éventuellement à froid, de cette ébauche pour obtenir un produit,
    - la mise en solution du produit entre 540 et 570°C,
    - la trempe du produit,
    - la réalisation de l'élément de structure par mise en forme du produit, et éventuellement soudage,
    - le revenu de l'élément de structure, en un ou plusieurs paliers, pour lequel le temps équivalent total à 175°C exprimé en heures est compris entre 40 et 65 h.
  2. Procédé selon la revendication 1, caractérisé en ce que l'ébauche est homogénéisée à une température comprise entre 540 et 570°C.
  3. Procédé selon l'une des revendications 1 ou 2, caractérisé en ce que le produit trempé est soumis, avant revenu, à un écrouissage à froid conduisant à un allongement permanent compris entre 1 et 15%.
  4. Procédé selon la revendication 3, caractérisé en ce que l'écrouissage à froid conduit à un allongement permanent compris entre 2 et 10%.
  5. Procédé selon l'une des revendications 1 à 4 , caractérisé en ce que Si + 2Mg est compris entre 2,3 et 2,6.
  6. Procédé de fabrication d'un élément de structure d'avion selon l'une des revendications 3 à 5, caractérisé en ce qu'il comporte l'assemblage de tôles et de profilés et que les profilés subissent avant assemblage et revenu un écrouissage supplémentaire par rapport aux tôles de manière à porter leur résistance à la corrosion intercristalline sensiblement au même niveau.
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