EP2329053A1 - Pièce moulée en alliage d'aluminium à hautes résistances à la fatigue et au fluage à chaud - Google Patents

Pièce moulée en alliage d'aluminium à hautes résistances à la fatigue et au fluage à chaud

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EP2329053A1
EP2329053A1 EP09802550A EP09802550A EP2329053A1 EP 2329053 A1 EP2329053 A1 EP 2329053A1 EP 09802550 A EP09802550 A EP 09802550A EP 09802550 A EP09802550 A EP 09802550A EP 2329053 A1 EP2329053 A1 EP 2329053A1
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magnesium
alloys
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    • F05C2201/90—Alloys not otherwise provided for
    • F05C2201/906—Phosphor-bronze alloy

Definitions

  • the invention relates to molded aluminum alloy parts subjected to high mechanical stresses and working, at least in some of their areas, at high temperatures, including cylinder heads supercharged diesel or gasoline engines.
  • alloys commonly used for the cylinder heads of automotive mass-produced vehicles are on the one hand alloys of the AlSi7Mg and AlSiIOMg type, optionally “doped” by an addition of 0.50% to 1% of copper, and on the other hand alloys of the AlS i5 family at 9Cu3Mg.
  • the alloys of the first type, AlSi7 (Cu) Mg and AlSiIO (Cu) Mg treated T5 (simple stabilization) and T7 (complete solution treatment, quenching and over-tempering) have sufficient mechanical properties up to about 250 0 C, but not at 300 0 C, which will nevertheless be reached by the inter-valve bridges of the new generations of supercharged common-rail diesel engines, or even new gasoline engines with double turbocharging. At 300 ° C., their yield strength and their creep resistance are particularly low. On the other hand, thanks to good ductility throughout the temperature range from ambient to 250 ° C., they have satisfactory resistance to thermal fatigue cracking.
  • the alloys of the type AlSi5 to 9Cu3Mg0.25 to 0.5 which have a better resistance to heat, have on the other hand a rather low ductility which makes them very vulnerable to thermal fatigue cracking.
  • AlSi7MgO.3 alloy with addition of 0.50% copper and T7 state, solution now widely used industrially, allows a very significant gain (+ 20%) yield strength at 250 ° C, without loss of elongation. But the gain provided by this limited addition of copper is totally lost at 300 ° C.
  • the Wohler curves of FIGS. 1, 2 and 3 represent the breaking stress (successively with a breaking probability of 5% in bright lines on the left, 50% in dark lines in the middle and 95% in bright lines on the right) depending number of cycles.
  • the subject of the invention is therefore a molded part with high mechanical strength and hot creep, in particular to 300 ° C. or more, combined with a yield strength at high ambient temperature and a high resistance to mechanical fatigue as well.
  • Cu 2.0 - 5.0%, preferably 2.5 - 4.2%, more preferably 3.0 - 4.0%
  • Mn 0.05 - 0.50%, preferably 0.08 - 0.20%
  • Mg 0.10 - 0.45%, preferably 0.10 - 0.25%, and better 0.10 - 0.20%
  • Ni ⁇ 0.30%, preferably ⁇ 0.10%
  • V 0.05 - 0.30%, preferably 0.08 - 0.20%, more preferably 0.10 - 0.19%
  • Ti 0.01 - 0.25%, preferably 0.05 - 0.20% optionally one or more modifying element (s) of the eutectic chosen from Sr (30 - 500 ppm), Na (20 - 100 ppm) and Ca (30 - 120 ppm), or refining eutectic, Sb (0.05 - 0.25%), other elements ⁇ 0.05% each and 0.15% in total, remains aluminum.
  • modifying element (s) of the eutectic chosen from Sr (30 - 500 ppm), Na (20 - 100 ppm) and Ca (30 - 120 ppm), or refining eutectic, Sb (0.05 - 0.25%), other elements ⁇ 0.05% each and 0.15% in total, remains aluminum.
  • Figure 1 represents the Wohler curves, ie the breaking stress (successively with a 5% probability of breaking in bright lines on the left, 50% in dark lines in the middle and 95% in bright lines on the right) as a function of the number of cycles for AlSi7Cu0.5Mg0.3 alloy.
  • Figure 2 shows the same curves for alloys
  • FIG. 3 shows the same curves for magnesium-free AlS i7Cu3.5Mn VZrTi alloys containing 3.8% copper.
  • FIG. 4 represents an extract from the European standard NFE66-520-8 allowing the notation of chip fragmentation during the drilling test implemented in the chapter "Examples” to characterize the machinability.
  • the notations used in the present cases are 1.1: "elementary-fragmented whistle", 6.2: “short-helical” and 6.3: “mid-long helical”.
  • the invention is based on the finding by the applicant that it is possible to make significant improvements to the characteristics mentioned above of AlSi7Cu3.5MnVZrTi alloy according to patents FR 2 857 378 and EP 1 651 787 of the applicant, and thus solve the objective problem in two complementary ways: the addition of a small amount of magnesium and a combined addition of vanadium.
  • Table 2 indicates, depending on the amount of magnesium added, the amounts of hardening phase A12Cu and Q-A15Mg8Si6Cu2 formed in AlS base i7Cu3.5Mn VZrTi, at equilibrium at 200 ° C, after a solution solution followed of a temper.
  • the values (in this case, in atomic%) are calculated using the "Prophase" thermodynamic simulation software developed by the Applicant.
  • the gain on the elastic limit at 20 ° C. is substantially 100 MPa (from 200 to approximately 300 MPa) with addition of only 0.10%.
  • the effect of magnesium is absolutely not linear in the range 0 to 0.20%: it is indeed negligible between 0 and 0.05%, intense between 0.05 and 0.10% and a plateau is then observed to a level of substantially 0.20%.
  • magnesium no longer has a significant effect on the endurance limit, of the order of 130 MPa to 10 7 cycles, still according to Figure 6.
  • the alloys of Al type Al Si5Cu3 and AlSi7Cu3 according to the invention do not exhibit the final quaternary eutectic Al-Si-A12Cu-A15Mg8Si6Cu2, melting at 507 ° C. according to the HWL Philips phase diagrams (Equilibrium Diagrams of Aluminum Alloy Systems, The Aluminum Development Association, Information Bulletin 25. London.1961) or at 508 0 C according to other authors. Indeed, their melting start temperature, determined by differential enthalpy analysis (AED) is substantially at 513 ° C, as shown in Figure 9. This allows to apply a dissolution at 505 0 C, typically between 500 and 513 ° C, without risk of burns, with standard heat treatment equipment, while alloys of the prior art are treated at 500 0 C at most, and 495 ° C in general.
  • AED differential enthalpy analysis
  • a second component of the present invention lies in the combination of a vanadium addition to the above-mentioned addition of magnesium: Surprisingly, the Applicant has observed the existence of a strong interaction between magnesium and vanadium on the elastic limit and more on the creep resistance at 300 ° C.
  • magnesium a high diffusion coefficient eutectic element, participates in the structural hardening after tempering, by formation of intermetallic phases coherent with the aluminum matrix, in this case via the Q phase mentioned above, but progressively loses its hardening effect by coalescing said phase at 300 ° C and higher.
  • vanadium a peritectic element with a very low diffusion coefficient
  • vanadium a peritectic element with a very low diffusion coefficient
  • solid solution enriched at the core of the dendrites and may precipitate in the form of only semi-coherent Al-V-Si dispersoids. which remain stable at high temperatures above 400 ° C.
  • Vanadium addition greater than 0.21% is possible and is just as beneficial for creep resistance, but the solubility of vanadium in the liquid alloy is limited.
  • the bath in order to maintain a 0.25% vanadium solution, the bath must be kept at a temperature of at least 745 ° C, a relatively high value for the casting of "shell" yokes (metal mold permanent) by gravity or low pressure. Levels of 0.21%, and even better 0.17%, allow a hold at 730 or
  • Silicon it is essential to obtain good foundry properties, such as flowability, absence of creasability, good supply of shrinkage. For a content of less than 3%, these properties are insufficient for shell molding whereas for contents above 11% the shrinkage is too concentrated and elongation too low. In addition, a compromise generally considered as optimum between these properties and the ductility is between 5 and 9%. This range corresponds to most engine-type, internal combustion engine applications.
  • thermomechanical stress experienced by each particular model of part one can choose a level of tolerance adapted iron, knowing that the "high purity", especially with regard to iron, is a cost factor.
  • a level of tolerance adapted iron knowing that the "high purity", especially with regard to iron, is a cost factor.
  • the copper content of such hot-resistant alloys is typically in the range of 2 to 5%. Preferentially, the range between 2.5%, to ensure a sufficiently high yield strength and heat resistance, and 4.2%, approximate solubility limit of copper in a base containing from 4.5 to 10% of silicon and up to 0.25% magnesium with dissolution at a temperature of 513 ° C or lower.
  • the examples described below show that the increase of the copper content from 3.5 to 4.0% results in a gain of the order of 30 MPa on the yield strength and 15 MPa on ultimate strength, but also 1% loss on the elongation as shown by the comparison of Figures 4 and 5. Given these results and the need in the case of the cylinder heads much sought to have a good compromise between strength and ductility, the field best Suitable for copper seems to be 3 to 4%.
  • Manganese the Applicant has already identified in previous research described in the aforementioned article, published in "Men and Foundry” of February 2008, a manganese content of 0.08 to 0.20% improved the effect of zirconium on the resistance to creep at 300 ° C.
  • Zinc If one chooses to use the variant with a high iron content, up to 0.50%, it is necessary, in order to profit economically, to also tolerate a level of zinc content up to 0.30%. In the preferred case where a high purity iron alloy of primary origin is used, the zinc content may advantageously be limited to 0.10%.
  • Nickel like zinc, this element, which significantly reduces the elongation, can be tolerated at a content of up to 0.30% in an alloy with an iron content of up to 0.50%, but it will preferably be limited to 0.10% when a high ductility is sought.
  • Zirconium the Applicant has already identified, in previous research, the positive effect of zirconium on the resistance to hot creep through the formation of stable dispersoidal phases of the AlSiZrTi type. This effect is underlined, in particular, in patents FR 2 841 164 and FR 2 857 378 of the applicant claiming a range of 0.05 to 0.25% and in the second, preferably 0.12 to 0.20%. A content of 0.08 to 0.20% is a balanced compromise knowing that too high levels, of the order of 0.25%, lead to coarse and embrittling primary phases, and that too low levels are found to be insufficient in terms of resistance to creep.
  • Titanium acts in two joint modes: on the one hand, it promotes the refining of the primary aluminum grain, on the other hand, it contributes to creep resistance, as identified in patent FR 2 841 164, by participating in the formation of AlSiZrTi dispersoid phases. These two objectives are simultaneously achieved for contents between 0.01 and 0.25%, and preferably between 0.05 and 0.20%.
  • Modification of the eutectic is generally desirable in order to improve the elongation of the Al-Si alloys. This modification is achieved by the addition of one or more strontium (from 30 to 500 ppm), sodium (from 20 to 100 ppm) or calcium (from 30 to 120 ppm) elements.
  • Another way to refine the eutectic AlSi is to add antimony (from 0.05 to
  • Heat treatment the molded parts according to the invention are generally subjected to a heat treatment including dissolution, quenching and tempering.
  • a heat treatment including dissolution, quenching and tempering.
  • T7 a type of treatment T7, with over-income which has the advantage of stabilizing the room.
  • the cast test pieces have undergone, for a part of them, a hot isostatic compaction treatment, or "hot isostatic pressing" (known to those skilled in the art under the name “HIP”), from 2h to 485 ° C (+/- 10 ° C) under 1000 bar.
  • HIP hot isostatic compaction treatment
  • the resistance to mechanical fatigue at ambient temperature was measured in tension-compression, with a ratio R (minimum stress / maximum stress) of -1 for round test pieces with a diameter of 5 mm, also machined in the AFNOR shell blanks.
  • the creep tests at 300 ° C. were carried out on test pieces machined to a diameter of 4 mm from the same AFNOR blanks, preheated 100 h at 300 ° C. before the actual test. This consisted of subjecting the test piece to a constant stress equal to 30 MPa for a duration of up to 300 h and recording the A strain in% of the test piece. The lower the deformation, the better the creep resistance of the alloy. The samples cast in the alloy which led to the lowest creep result, ie composition C without vanadium, actually broke well before 300 h, with breaking strains of between 2.4 and 4%, which are represented by the R rectangle of Figure 8.
  • vanadium has no significant effect on these two properties measured at room temperature.

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Abstract

L'invention a pour objet une pièce moulée à haute résistance mécanique, tant statique qu'en fatigue et au fluage à chaud, en alliage d'aluminium de composition : Si : 3 -11 %, de préférence 5.0 - 9.0 % Fe < 0.50 %, de préférence < 0.30 %, plus préférentiellement < 0.19 % voire 0.12 % Cu : 2.0-5.0 %, de préférence 2.5-4.2 %, plus préférentiellement 3.0 - 4.0 % Mn : 0.05-0.50 %, de préférence 0.08-0.20 % Mg : 0.10-0.25 %, et mieux 0.10-0.20 3 Zn : < 0.30 %, de préférence < 0.10 % Ni : < 0.30 %, de préférence < 0.10 % V : 0.05-0.20 %, plus préférentiellement 0.10-0.19 % Zr : 0.05-0.25 %, de préférence 0.08-0.20 % Ti : 0.01-0.25%, de préférence 0.05-0.20 % autres éléments < 0.05 % chacun et 0.15 % au total, reste aluminium. Elle concerne plus particulièrement les culasses de moteurs à combustion interne diesel ou essence suralimentés.

Description

Pièce moulée en alliage d'aluminium à hautes résistances à la fatigue et au fluage à chaud
Domaine de l'invention
L'invention concerne les pièces moulées en alliage d'aluminium 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 d'une part les alliages du type AlSi7Mg et AlSiIOMg, éventuellement « dopés » par une addition de 0.50 % à 1 % de cuivre, et d'autre part les alliages de la famille AlS i5 à 9Cu3Mg.
Les alliages du premier type, AlSi7(Cu)Mg et AlSiIO(Cu)Mg traités T5 (simple stabilisation) et T7 (traitement complet de mise en solution, trempe et sur-revenu) présentent des caractéristiques mécaniques à chaud suffisantes jusqu'à environ 2500C, mais pas à 3000C, température qui sera néanmoins atteinte par les pontets inter-soupapes des nouvelles générations de moteurs diesel suralimentés à rampe commune, voire aussi des nouveaux moteurs à essence à double suralimentation. A 3000C, leur limite d'élasticité et leur résistance au fluage sont particulièrement basses. Par contre, grâce à une bonne ductilité dans tout le domaine de températures depuis l'ambiante jusqu'à 250°C, ils présentent une résistance satisfaisante à la fissuration par fatigue thermique. Les alliages du type AlSi5 à 9Cu3Mg0.25 à 0.5, qui possèdent une meilleure résistance à chaud, présentent par contre une ductilité assez faible qui les rend très vulnérables à la fissuration par fatigue thermique.
Ils se subdivisent en une famille d'alliages à basse teneur en fer, typiquement inférieure à 0.20 %, dits primaires ou de première fusion (issus de l'électrolyse), qui présentent une bonne ductilité à chaud mais demeurent fragiles à température ambiante, et en une famille d'alliages dits secondaires ou de seconde fusion (issus du recyclage) à plus haute teneur en fer, de 0.40 % à 0.80 % et parfois 1 %, qui présentent une faible ductilité aussi bien à chaud qu'à l'ambiante.
Cette problématique a été décrite par exemple dans l'article de R. Chuimert et M.
Garât « Choix d'alliages d'aluminium de moulage pour culasses diesel fortement sollicitées » paru dans la Revue SIA de mars 1990. Cet article résumait ainsi les propriétés des trois alliages étudiés : - AlSi5Cu3Mg à basse teneur en fer (0.15 %) et à l'état T7 : très bonne résistance mécanique jusqu'à 2500C, devenant moyenne à 300°C, faible ductilité à l'ambiante, devenant bonne à 250 et 3000C.
- AlSi5Cu3Mg à forte teneur en fer (0.7 %) et à l'état F (sans traitement thermique) : résistance mécanique à l'ambiante moyenne, devenant relativement la plus élevée à 250 et 3000C, très faible ductilité sur l'ensemble du domaine 20 - 3000C.
- AlSi7Mg0.3 sans cuivre à basse teneur en fer (0.15 %) et à l'état T7 : résistance mécanique à l'ambiante bonne, devenant très faible dès 2500C, très bonne ductilité sur l'ensemble du domaine 20 - 3000C.
Les progrès réalisés depuis 1990 ont été décrits dans l'article récent de M. Garât et G. Laslaz « Alliages d'aluminium améliorés pour culasses diesel » paru dans la revue « Hommes et Fonderie » de février 2008. En introduction, cet article brosse un tour d'horizon des différentes familles d'alliages actuellement utilisés et de leur relation avec les sollicitations et les architectures des culasses modernes. II présente les évolutions récentes en matière d'alliages :
- L'alliage AlSi7MgO.3, avec addition de 0.50 % de cuivre et à l'état T7, solution aujourd'hui largement utilisée industriellement, permet un gain très sensible (+20 %) de limite d'élasticité à 250°C, sans perte d'allongement. Mais le gain apporté par cette addition limitée de cuivre est totalement perdu à 3000C.
- L'addition de 0.15% de zirconium dans le même alliage permet d'améliorer légèrement la limite d'élasticité à 3000C (+ 10 %) et surtout de retarder le fluage tertiaire à la même température sous une contrainte de 22 MPa.
- Un nouveau type d'alliage AlS i7Cu3.5Mn VZrTi sans magnésium a été étudié et caractérisé. Il présente d'excellentes propriétés de résistance mécanique à chaud à 3000C et une assez bonne ductilité sur tout le domaine 20 - 3000C, mais une limite d'élasticité faible à température ambiante (de l'ordre de 190 à 235 MPa en fonction de sa teneur en cuivre précise). Cet alliage est conforme aux brevets FR 2 857 378 et EP 1 651 787 de la demanderesse.
Les résultats de ces dernières évolutions sont synthétisés au tableau 1 ci- après (résistance à la rupture Rm en MPa, limite d'élasticité Rpo,2 en MPa et allongement à la rupture A en %, σ représentant la contrainte en MPa conduisant à une déformation de 0,1 % après 100 h de maintien à température):
Tableau 1
Des recherches plus récentes effectuées par la demanderesse, et non publiées jusqu'à présent, ont montré que la résistance à la fatigue oligocyclique (contraintes élevées et, en conséquence, faible nombre de cycles) de ce type d'alliage sans magnésium était nettement plus faible que celle de l'alliage AlSi7Cu0.5Mg0.3, ce qui constitue un handicap majeur du fait que les culasses subissent, en particulier en raison du cyclage thermique lié au mode de fonctionnement des moteurs, des efforts alternés à des contraintes très élevées proches de la limite d'élasticité.
Les courbes de Wohler des figures 1, 2 et 3 représentent la contrainte de rupture (successivement avec une probabilité de rupture de 5% en trait clair à gauche, 50% en trait foncé au milieu et 95% en trait clair à droite) en fonction du nombre de cycles.
Il apparaît nettement que le nombre de cycles à rupture, pour des niveaux de contrainte de l'ordre de 250 MPa, est limité à environ 1000 à 2000 cycles pour les nouveaux alliages sans magnésium (figures 2 et 3), que le niveau de cuivre soit de
3.3% ou de 3.8%, contre au moins 20 000 pour l'alliage AlSi7Cu0.5Mg0.3 (figure
1).
En fatigue polycyclique, sous une contrainte plus faible, de l'ordre de 150 MPa, la tenue des deux familles devient similaire, et les recherches publiées dans l'article de la revue « Hommes et Fonderie » de février 2008 ont montré que les limites de fatigue à 10 millions de cycles sur éprouvettes coquille étaient même supérieures pour les alliages AlSi7Cu3.5Mn VZrTi sans magnésium, soit comprises entre 123 et 138 MPa contre 115 MPa pour l'alliage AlSi7Cu0.5Mg0.3.
Problème posé
Compte-tenu de ces considérations, il apparaît clairement qu'en matière de fatigue, le besoin manifeste se fait sentir d'améliorer fortement la tenue à la fatigue oligocyclique sans dégrader le comportement en fatigue polycyclique. Sachant par ailleurs 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, il apparait donc qu'aucun des types d'alliages connus ne réunit de façon pleinement satisfaisante la combinaison de propriétés souhaitées, à savoir :
- Limite d'élasticité élevée depuis l'ambiante jusqu'à 300°C,
- Résistance à la fatigue oligocyclique élevée, - Résistance à la fatigue polycyclique élevée,
- Résistance au fluage à 3000C élevée,
- Bonne ductilité sur l'ensemble du domaine de l'ambiante jusqu'à 300°C (allongement minimum de 3 % à l'ambiante, 20 % à 250°C et 25 % à 300°C).
Objet de l'invention
L'invention a donc pour objet une pièce moulée à haute résistance mécanique et au fluage à chaud, en particulier vers 3000C voire plus, combinée à une limite d'élasticité à température ambiante élevée et une haute tenue à la fatigue mécanique aussi bien oligocyclique que polycyclique, et à une bonne ductilité depuis la température ambiante jusqu'à 3000C, en alliage d'aluminium de composition chimique, exprimée en pourcentages pondéraux :
Si : 3 - 11 %, de préférence 5.0 - 9.0 % Fe < 0.50 %, de préférence < 0.30 %, plus préférentiellement < 0.19 % voire 0.12 %
Cu : 2.0 - 5.0 %, de préférence 2.5 - 4.2 %, plus préférentiellement 3.0 - 4.0 %
Mn : 0.05 - 0.50 %, de préférence 0.08 - 0.20 %
Mg : 0.10 - 0.45 %, de préférence 0.10 - 0.25 %, et mieux 0.10 - 0.20 %
Zn : < 0.30 %, de préférence < 0.10 % Ni : < 0.30 %, de préférence < 0.10 %
V : 0.05 - 0.30 %, de préférence 0.08 - 0.20 %, plus préférentiellement 0.10 - 0.19 %
Zr : 0.05 - 0.25 %, de préférence 0.08 - 0.20 %
Ti : 0.01 - 0.25 %, de préférence 0.05 - 0.20 % éventuellement un ou des élément(s) modificateur(s) de l'eutectique choisi(s) parmi Sr (30 - 500 ppm), Na (20 - 100 ppm) et Ca (30 - 120 ppm), ou affinant de l'eutectique, Sb (0.05 - 0.25 %), autres éléments < 0.05 % chacun et 0.15 % au total, reste aluminium.
Description des figures
La figure 1 représente les courbes de Wohler, soit la contrainte de rupture (successivement avec une probabilité de rupture de 5% en trait clair à gauche, 50% en trait foncé au milieu et 95% en trait clair à droite) en fonction du nombre de cycles pour l'alliage AlSi7Cu0.5Mg0.3. La figure 2 représente les mêmes courbes pour des alliages
AlSi7Cu3.5Mn VZrTi sans magnésium, contenant 3.3 % de cuivre.
La figure 3 représente les mêmes courbes pour des alliages AlS i7Cu3.5Mn VZrTi sans magnésium, contenant 3.8 % de cuivre. La figure 4 représente un extrait de la norme européenne NFE66-520-8 permettant la notation de la fragmentation des copeaux lors du test de perçage mis en œuvre au chapitre « Exemples » pour caractériser l'usinabilité. Les notations utilisées dans les cas présents sont 1.1 : « élémentaire-fragmenté en sifflet », 6.2 : « court- hélicoïdal » et 6.3 : « mi-long hélicoïdal ».
Description de l'invention
L'invention repose sur la constatation par la demanderesse qu'il est possible d'apporter d'importantes améliorations aux caractéristiques citées plus haut de l'alliage AlSi7Cu3.5MnVZrTi conforme aux brevets FR 2 857 378 et EP 1 651 787 de la demanderesse, et de résoudre ainsi le problème objectif, selon deux voies complémentaires : l'addition d'une petite quantité de magnésium et une addition combinée de vanadium.
En effet, l'addition d'une petite quantité de magnésium, soit de 0.10 à 0.20 %, permet d'augmenter de façon considérable non seulement la limite d'élasticité à température ambiante mais aussi la résistance à la fatigue oligocyclique, et ceci tout en conservant un allongement satisfaisant. La demanderesse émet l'hypothèse que cette petite addition de magnésium permet de former une fraction de la phase durcissante Q-A15Mg8Si6Cu2, plus efficace sur la résistance à froid que la phase A12Cu formée en l'absence de magnésium, mais que la nette prédominance du cuivre (typiquement 3.5%) par rapport au magnésium fait que le quantité de phase A12Cu, par contre plus efficace pour la résistance à chaud, n'est pas significativement réduite par l'addition de magnésium, si bien que les propriétés à chaud (typiquement à 250 et 300°C) ne sont pas dégradées.
Le tableau 2, ci-dessous, indique, en fonction de la quantité de magnésium ajoutée, les quantités de phases durcissantes A12Cu et Q-A15Mg8Si6Cu2 formées dans la base AlS i7Cu3.5Mn VZrTi, à l'équilibre à 200°C, après une mise en solution suivie d'une trempe. Les valeurs (dans ce cas, en % atomique) sont calculées à l'aide du logiciel de simulation thermodynamique « Prophase » développé par la demanderesse.
Tableau 2
Comme il apparaitra dans les exemples qui suivent et les figures qui en explicitent les résultats, notamment la figure 4, le gain sur la limite d'élasticité à 20°C est de sensiblement 100 MPa (passage de 200 à environ 300 MPa) avec une addition de seulement 0.10%. Ainsi, et de façon tout à fait inattendue, l'effet du magnésium n'est absolument pas linéaire dans le domaine 0 à 0.20 % : il est en effet négligeable entre 0 et 0.05 %, intense entre 0.05 et 0.10 % et un plateau est ensuite observé jusqu'à une teneur de sensiblement 0.20 %.
Par contre, là encore de façon surprenante, l'allongement n'est réduit que de 9 à 6 % par cette augmentation de la teneur en magnésium (dans les conditions de référence des alliages A a K avec traitements HIP et T7, pour une teneur en cuivre de 3.5 %).
On observe à nouveau la même absence de linéarité et le plateau de 0.10 à sensiblement 0.20 % (toujours en figure 4).
Ce même plateau en fonction de la teneur en Mg entre 0.10 et sensiblement 0.20 % est également observé dans le cas d'une teneur en Cuivre de 4.0 % comme illustré par la figure 5.
Dans le même temps, le gain en résistance à la fatigue oligocyclique est tout à fait considérable comme le montre la figure 6. En effet, pour des contraintes de 220 et 270 MPa, la durée de vie des éprouvettes soumises à un effort en traction alternée (soit avec un rapport R = contrainte minimum / contrainte maximum de -1) est multipliée par sensiblement 10 par l'addition de 0.10 % de magnésium.
Ici encore, l'effet n'est absolument pas linéaire, les résultats pour une teneur en magnésium de 0.05 % n'étant pas différents de ceux obtenus pour une teneur strictement nulle. Pour ce qui est de la résistance à la fatigue polycyclique (faibles contraintes de l'ordre de 120 à 140 MPa), le magnésium n'a plus d'effet notable sur la limite d'endurance, de l'ordre de 130 MPa à 107 cycles, toujours selon la figure 6.
Quant aux caractéristiques mécaniques statiques à 2500C et 300°C, comme l'illustre notamment la figure 7 relative aux caractéristiques à 3000C, elles ne sont que peu modifiées par cette addition et demeurent excellentes. On note même un certain gain sur la limite d'élasticité Rpo.2 à 3000C sans perte d'allongement. Dans le cas de pièces pour lesquelles l'allongement à froid n'est pas critique, on peut tolérer des teneurs jusqu'à 0.45 % alors que, pour conserver une certaine ductilité à froid, on pourra admettre jusqu'à 0.25 %, et mieux encore 0,20 %.
Enfin, les alliages du type Al Si5Cu3 et AlSi7Cu3 selon l'invention, à teneur en magnésium relativement réduite, soit jusqu'à sensiblement 0.20 %, contrairement aux alliages à teneur en magnésium plus élevée, typiquement de 0.25 à 0.45 %, ne présentent pas l'eutectique quaternaire final Al-Si- A12Cu-A15Mg8Si6Cu2, fondant à 5070C selon les diagrammes de phase de H.W.L. Philips (Equilibrium Diagrams of Aluminium Alloy Systems. The Aluminium Development Association. Information Bulletin 25. London.1961) ou à 5080C suivant d'autres auteurs. En effet, leur température de début de fusion, déterminée par analyse enthalpique différentielle (AED) se situe sensiblement à 513°C, comme le montre la figure 9. Ceci permet d'appliquer une mise en solution à 5050C, typiquement entre 500 et 513°C, sans risque de brûlure, avec des équipements de traitement thermique standards, alors que les alliages de l'art antérieur sont traités à 5000C au plus, et à 495°C en général.
Mais une deuxième composante de la présente invention réside dans la combinaison d'une addition de vanadium à l'addition de magnésium précitée : De façon tout à fait surprenante, la demanderesse a observé l'existence d'une forte interaction entre magnésium et vanadium sur la limite d'élasticité et plus encore sur la tenue au fluage à 3000C.
En effet, de façon connue, ces deux éléments n'agissent absolument pas par le même mécanisme métallurgique et ces mécanismes d'action sont même tout à fait opposés. D'une part, le magnésium, élément eutectique à fort coefficient de diffusion, participe au durcissement structural après revenu, par formation de phases intermétalliques cohérentes avec la matrice d'aluminium, en l'occurrence via la phase Q mentionnée plus haut, mais il perd progressivement son effet durcissant par coalescence de ladite phase à 300°C et plus.
D'autre-part et à l'inverse, le vanadium, élément péritectique à très faible coefficient de diffusion, est présent en solution solide enrichie à cœur des dendrites et peut éventuellement précipiter sous forme de dispersoïdes seulement semi-cohérents Al- V-Si qui demeurent stables à hautes températures supérieures à 400°C.
Les résultats des exemples montrent pourtant que les alliages combinant une teneur en magnésium de 0.10 à 0.19 % et une teneur en vanadium de 0.17, 0.19 ou 0.21 % résistent considérablement mieux que ceux qui contiennent seulement du vanadium ou seulement du magnésium. Ceci est parfaitement illustré par la figure 7, pour ce qui concerne les caractéristiques mécaniques statiques, et la figure 8, pour la résistance au fluage.
Une addition de vanadium supérieure à 0.21 % est possible et reste tout aussi bénéfique pour la résistance au fluage, mais la solubilité du vanadium dans l'alliage liquide est limitée.
En effet, la demanderesse a réalisé des essais approfondis pour déterminer la solubilité du vanadium en fonction de la température du bain de métal liquide, et cela dans un alliage selon l'invention, du type AlSi7Cu3.5MgMn0.30Zr0.20Ti0.20 contenant initialement 0.28 % de vanadium introduit et solubilisé à 780°C.
La solubilité à l'équilibre en fonction de la température de maintien du bain est représentée à la figure 10.
On y relève que, pour maintenir en solution un niveau de 0.25 % en vanadium, il faut maintenir le bain à une température d'au moins 745°C, soit une valeur relativement élevée pour la coulée de culasses en « coquille » (moule métallique permanent) par gravité ou en basse pression. Les niveaux de 0.21 %, et encore mieux 0.17 %, permettent un maintien à 730 ou
720°C beaucoup plus compatible avec lesdits procédés de coulée. Comme il n'est observé aucune diminution de la résistance au fluage quand la teneur en vanadium est réduite de 0.21 à 0.17 %, une réduction supplémentaire du vanadium est très envisageable : pour couler les pièces envisagées par le procédé « basse pression » dans lequel la température du bain peut n'être que de 680°C, une teneur en vanadium de 0.08 à 0.10 % est à adopter (figure 10). Pour des pièces coulées en « sous pression » traitables thermiquement, par exemple sous vide, les températures de maintien classiques de ce procédé sont encore inférieures à 680°C et une teneur en vanadium de 0.05 % est alors concevable.
Pour ce qui concerne les autres éléments constitutifs du type d'alliage selon l'invention, leurs teneurs sont justifiées par les considérations suivantes :
Silicium : il est indispensable à l'obtention de bonnes propriétés de fonderie, telles que coulabilité, absence de criquabilité, bonne alimentation de la retassure. Pour une teneur inférieure à 3 %, ces propriétés sont insuffisantes pour le moulage en coquille alors que pour des teneurs au delà de 11% la retassure est trop concentrée et l'allongement trop faible. De plus, un compromis généralement considéré comme optimum entre ces propriétés et la ductilité se situe entre 5 et 9 %. Cette fourchette correspond à la plupart des applications du type culasse de moteur, à combustion interne.
Fer : II est bien connu que cet élément réduit significativement l'allongement des alliages du type Al-Si. Les exemples décrits plus loin le confirment dans le cas de l'invention.
Suivant le type de sollicitation thermomécanique subi par chaque modèle particulier de pièce, on peut choisir un niveau de tolérance en fer adapté, sachant que la « haute pureté », notamment en ce qui concerne le fer, est un facteur de coût. Dans le cas de pièces pour lesquelles l'allongement à froid n'est pas critique, on peut tolérer des teneurs jusqu'à 0.50 % alors que, pour conserver une certaine ductilité à froid, on pourra admettre jusqu'à 0.30 %, et pour des pièces très sollicitées y compris en déformation à froid, on préférera un maximum de 0.19 %, niveau spécifié par la norme NF EN 1706 pour les alliages à hautes caractéristiques EN AC-21100, 42100, 42200 et 44000, et mieux encore 0.12 %.
Cuivre : La teneur en cuivre de tels alliages résistant à chaud se situe classiquement dans le domaine de 2 à 5 %. Préférentiellement, on se placera dans le domaine compris entre 2.5 %, pour assurer une limite d'élasticité ainsi qu'une tenue à chaud suffisamment élevées, et 4.2 %, limite de solubilité approximative du cuivre dans une base contenant de 4.5 à 10 % de silicium et jusqu'à 0.25 % de magnésium avec une mise en solution à une température inférieure ou égale à 513°C. Les exemples décrits plus loin montrent que l'augmentation de la teneur en cuivre de 3.5 à 4.0 % se traduit par un gain de l'ordre de 30 MPa sur la limite d'élasticité et 15 MPa sur la résistance ultime, mais aussi par une perte de 1% sur l'allongement comme le montre la comparaison des figures 4 et 5. Compte tenu de ces résultats et de la nécessité dans le cas des culasses très sollicitées d'avoir un bon compromis entre résistance et ductilité, le domaine le mieux adapté pour le cuivre semble être de 3 à 4%.
Manganèse : la demanderesse a déjà identifié lors de recherches précédentes décrites dans l'article précité, paru dans « Hommes et Fonderie » de février 2008, qu'une teneur en manganèse de 0.08 à 0.20 % améliorait l'effet du zirconium sur la résistance au fluage à 3000C.
Par ailleurs, dans l'hypothèse d'une teneur en fer assez élevée, de l'ordre de 0.30 % et plus encore de 0.50 %, l'addition de manganèse jusqu'à 0.50% permet de convertir la phase aiguillée et fragilisante A15FeSi en une phase quaternaire AlFeMnSi dite en « écritures chinoises » et moins fragilisante.
Zinc : Si on choisit d'utiliser la variante à teneur en fer élevée, jusqu'à 0.50 %, il est nécessaire, pour en tirer économiquement parti, de tolérer également un niveau de teneur en zinc jusqu'à 0.30 %. Dans le cas préférentiel où l'on utilise un alliage de haute pureté en fer, d'origine primaire, la teneur en zinc peut être avantageusement limitée à 0.10 % Nickel : de même que le zinc, cet élément, qui réduit assez sensiblement l'allongement, pourra être toléré à une teneur jusqu'à 0.30 % dans un alliage à teneur en fer atteignant 0.50 %, mais il sera préférentiellement limité à 0.10 % quand une ductilité élevée est recherchée.
Zirconium : la demanderesse a déjà identifié, lors des recherches antérieures, l'effet positif du zirconium sur la résistance au fluage à chaud grâce à la formation de phases dispersoïdes stables du type AlSiZrTi. Cet effet est souligné, en particulier, dans les brevets FR 2 841 164 et FR 2 857 378 de la demanderesse qui revendiquent une fourchette de 0.05 à 0.25 % et, dans le second, préférentiellement 0.12 à 0.20 %. Une teneur de 0.08 à 0.20 % constitue un compromis équilibré sachant que des teneurs trop élevées, de l'ordre de 0.25 %, conduisent à des phases primaires grossières et fragilisantes, et que des teneurs trop faibles s'avèrent insuffisantes en matière de résistance au fluage.
Titane : cet élément agit selon deux modes conjoints : d'une part, il favorise l'affinage du grain d'aluminium primaire, d'autre part, il contribue à la résistance au fluage, comme identifié dans le brevet FR 2 841 164, en participant à la formation de phases dispersoïdes AlSiZrTi. Ces deux objectifs sont simultanément atteints pour des teneurs comprises entre 0.01 et 0.25 %, et préférentiellement entre 0.05 et 0.20 %.
Eléments modificateurs ou affinants de l'eutectique Aluminium-Silicium :
La modification de l'eutectique est généralement désirable afin d'améliorer l'allongement des alliages Al-Si . Cette modification est obtenue par l'addition d'un ou de plusieurs des éléments strontium (de 30 à 500 ppm), sodium (de 20 à 100 ppm) ou calcium (de 30 à 120 ppm).
Une autre façon d'affiner l'eutectique AlSi est d'ajouter de l'antimoine ( de 0.05 à
0.25%).
Traitement thermique : les pièces moulées selon l'invention sont généralement soumises à un traitement thermique comportant une mise en solution, une trempe et un revenu. Dans le cas des culasses de moteur à combustion interne, on utilise généralement dans ce cas un traitement du type T7, comportant un sur-revenu qui présente l'avantage de stabiliser la pièce.
Mais pour d'autres applications, notamment un insert pour partie chaude d'une pièce moulée, un traitement du type T6 est également envisageable.
Dans ses détails, l'invention sera mieux comprise à l'aide des exemples ci-après, qui n'ont toutefois pas de caractère limitatif.
Exemples
On a élaboré, dans un four électrique de 120 kg à creuset en carbure de silicium, et coulé sous forme d'éprouvettes (éprouvettes coquille brutes de diamètre 18 mm suivant la norme AFNOR NF-A57702) une série d'alliages d'aluminium dont les compositions sont les suivantes :
Si : 7 %
Fe : 0.10 % sauf coulée T à 0.19 %
Cu : deux niveaux 3.5 % et 4 %, voir tableau 3 plus loin Mn : 0.15 %
Mg : variant de 0 à 0.19 %, voir tableau 3
Zn < 0.05 %
Ti : 0.14 %
V : quatre niveaux 0.00 %, 0.17 %, 0.19% et 0.21 %, voir tableau 3 Zr : 0.14 %
Sr : 50 à 100 ppm.
Les éprouvettes coulées ont subi, pour une partie d'entre elles, un traitement de compaction isostatique à chaud, ou « hot isostatic pressing » (connu de l'homme du métier sous l'appellation de « HIP »), de 2h à 485°C (+/-10°C) sous 1000 bar.
Toutes les éprouvettes ont ensuite subi des traitements thermiques T7 adaptés à leur composition, à savoir : - Mise en solution de 10 h à 515°C pour les alliages sans magnésium (coulées A, D et G) et de 10 h à 5050C pour les alliages contenant 0.05 % à 0.19 % de magnésium (coulées B, C, E, F, H, K et L à T).
- Trempe à l'eau à 200C - Revenu de 5 h à 2200C pour les alliages sans magnésium (coulées A, D et G), de 4 h à 21O0C pour les alliages B, C, E, F, H, K et de 5 h à 2000C pour les alliages L a T. Les coulées D, G, F et K ont fait l'objet d'une caractérisation complémentaire à température ambiante seulement avec un traitement thermique de 10 h à 515°C pour D et G sans magnésium et de 10 h à 5050C pour F et K avec 0.10 % de magnésium, suivi pour les quatre coulées d'une trempe à l'eau à 200C et d'un revenu de 5 h à 2000C afin de pouvoir être plus directement comparées aux coulées L a T. Dans une autre variante de traitement thermique, on a raccourci la mise en solution des alliages L à T à 5 h au lieu de 10 h.
Les caractéristiques mécaniques statiques ont été mesurées dans les conditions suivantes :
- à température ambiante, dans le cas de l'éprouvette AFNOR précédemment mentionnée, usinée à 13.8 mm, base de mesure de l'allongement 69 mm, dans les conditions de la norme EN 10002-1. - à 250 et 3000C, les éprouvettes étant prélevées dans les mêmes ébauches coquille AFNOR de diamètre 18 mm, puis usinées au diamètre de 8 mm et préalablement préchauffées 100 h à la température considérée pour que l'essentiel de l'évolution structurale soit accomplie, puis tractionnées à 250 ou à 3000C dans les conditions de la norme EN 10002-5.
La résistance à la fatigue mécanique à température ambiante a été mesurée en traction-compression, avec un rapport R (contrainte mini/contrainte maxi) de -1 pour des éprouvettes rondes de diamètre 5 mm, également usinées dans les ébauches AFNOR coquille.
Les essais de fluage à 3000C ont été réalisés sur des éprouvettes usinées au diamètre 4 mm à partir des mêmes ébauches AFNOR, préchauffées 100 h à 3000C avant l'essai proprement dit. Celui-ci a consisté à soumettre l'éprouvette à une contrainte constante égale à 30 MPa pour une durée jusqu'à 300 h et à enregistrer la déformation A en %, de l'éprouvette. Plus cette déformation est faible, meilleure est évidemment la résistance au fluage de l'alliage. Les éprouvettes coulées dans l'alliage ayant conduit au plus faible résultat en fluage, soit la composition C sans vanadium, se sont en fait rompues bien avant 300 h, avec des déformations à rupture comprises entre 2.4 et 4 %, qui sont représentées par le rectangle R de la figure 8.
Les résultats des essais de traction à 20, 250 et 3000C sont indiqués au tableau 3 (résistance à la rupture Rm en MPa, limite d'élasticité Rpo,2 en MPa et allongement à la rupture A en %) pour les alliages dont composition également au tableau 3, ceux des essais de fatigue à température ambiante au tableau 4 (contraintes F en MPa), et ceux des essais de fluage au tableau 5 (allongement A en % en fonction de la durée h de maintien à 300°C, de 0 à 300 h, sous 30 MPa). Ils s'interprètent plus facilement à l'aide des courbes des figures 4 à 8 :
En ce qui concerne les caractéristiques mécaniques statiques (figure 4) et la résistance à la fatigue mécanique à température ambiante (figure 6), pour les alliages à teneur en cuivre de 3.5 %, on voit très nettement l'effet intense et non linéaire du magnésium.
Quasi nul entre 0 et 0.05 %, il est par contre très fort entre 0.05 et 0.10 %. En effet, la limite d'élasticité augmente alors de sensiblement 100 MPa tandis que la durée de vie en fatigue oligocyclique dans le domaine s 'étendant de 220 à 270 MPa est multipliée par presque 10. De 0.10 % à 0.19 %, on observe alors un plateau de caractéristiques mécaniques statiques à l'ambiante tout à fait inattendu.
Comme prévisible par contre, le vanadium n'a pas d'effet notable sur ces deux propriétés mesurées à température ambiante.
L'augmentation de la teneur en Cuivre de 3.5 à 4.0 % se traduit par un gain de l'ordre de 30 MPa sur la limite d'élasticité et 15 MPa sur la résistance ultime, mais aussi par une perte de 1% sur l'allongement, comme le montre la comparaison des figures 4 et 5. En ce qui concerne les caractéristiques mécaniques à 3000C, objectif particulier du nouveau type d'alliage selon l'invention, on note au tableau 3 que la ductilité est très élevée (supérieure à 25 % pour tous les cas avec mise en solution de 10 h). La figure 7 indique en outre que les additions conjointes de magnésium entre 0.07 et 0.19 % et de vanadium entre 0.17 et 0.21 % permettent d'améliorer de sensiblement 8 % la limite d'élasticité.
Pour ce qui est de la résistance au fluage à 3000C, les résultats, au tableau 5, sont encore plus différenciés : - L'alliage C contenant 0.10 % de magnésium, mais sans vanadium, ne résiste pas
300 h à 3000C sous 30 MPa ; il se rompt entre 150 et 200 h avec une déformation comprise entre 2.4 et 4 % ;
- L'alliage G, sans magnésium, mais contenant 0.21 % de vanadium, résiste 300 h, mais présente une déformation moyenne finale de 2.83 % ; - Les alliages F et K, contenant tous deux 0.10 % de magnésium, le premier 0.17 % et le second 0.21 % de vanadium, ont des comportements sensiblement identiques et bien meilleurs que G et C ; aucune rupture n'est constatée, les déformations moyennes sont de seulement 0.60 et 0.54 %, ce qui n'est pas significativement différent compte tenu de la dispersion entre éprouvettes. La figure 8 permet de mieux visualiser l'importance de l'interaction entre vanadium et magnésium sur la résistance au fluage à 3000C.
Les résultats de ces essais montrent aussi que le traitement « HIP », qui réduit ou annihile la microporosité, améliore certes de ce fait l'allongement, d'environ 1 % à température ambiante, mais aussi « adoucit » légèrement les alliages ; les limites d'élasticité sont en effet systématiquement plus basses, comme le montrent les figures 4 et 5, particulièrement pour une teneur en magnésium de 0.07 % au voisinage de l'inflexion de la courbe.
L'augmentation de la teneur en fer de 0.10 % à 0.19 % réduit l'allongement à température ambiante d'environ 30 % en relatif, avec ou sans traitement « HIP » ; ceci apparaît clairement en comparant le niveau du plateau pour une teneur en magnésium de 0.11 à 0.19 % des alliages Q - R - S avec celui de l'alliage T au tableau 3. A 250 et 3000C, l'effet de cette même augmentation devient par contre négligeable.
La réduction de la durée de mise en solution de 10 h à 5 h n'affecte pas non plus notablement les caractéristiques des alliages M - N - O, pourtant très chargés en cuivre, caractéristiques qui correspondent au plateau de la figure 5. Une réduction plus drastique, jusqu'à une demi-heure, est envisageable, en particulier grâce aux possibilités offertes par les mises en solution en lit fluidisé.
Tableau 3
Tableau 4
Tableau 5

Claims

Revendications
1. Pièce moulée à haute résistance mécanique statique, en fatigue et au fluage à chaud, en particulier à 300°C, en alliage d'aluminium de composition chimique, exprimée en pourcentages pondéraux :
Si : 3 - 11 %
Fe < 0.50 %
Cu : 2.0 - 5.0 % Mn : 0.05 - 0.50 %
Mg : 0.10 - 0.25 %
Zn : < 0.30 %
Ni : < 0.30 %
V : 0.05 - 0.21 % Zr : 0.05 - 0.25 %
Ti : 0.01 - 0.25 % éventuellement un ou des élément(s) modificateur(s) de l'eutectique, choisi(s) parmi Sr (30 - 500 ppm), Na (20 - 100 ppm) et Ca (30 - 120 ppm), ou affinant de l'eutectique, Sb (0.05 - 0.25 %), autres éléments < 0.05 % chacun et 0.15 % au total, reste aluminium.
2. Pièce moulée selon la revendication 1 caractérisée en ce que la teneur en silicium est comprise entre 5.0 et 9.0 %.
3. Pièce moulée selon l'une des revendications 1 ou 2 caractérisée en ce que la teneur en magnésium est comprise entre 0.10 et 0.20 %.
4. Pièce moulée selon l'une des revendications 1 à 3, caractérisée en ce que la teneur en vanadium est comprise entre 0.08 et 0.20 %.
5. Pièce moulée selon l'une des revendications 1 à 4, caractérisée en ce que la teneur en fer est inférieure à 0.30 %.
6. Pièce moulée selon l'une des revendications 1 à 5, caractérisée en ce que la teneur en cuivre est comprise entre 2.5 et 4.2 %.
7. Pièce moulée selon l'une des revendications 1 à 6, caractérisée en ce que la teneur en manganèse est comprise entre 0.08 et 0.20 %.
8. Pièce moulée selon l'une des revendications 1 à 7, caractérisée en ce que la teneur en zinc est inférieure à 0.10 %.
9. Pièce moulée selon l'une des revendications 1 à 8, caractérisée en ce que la teneur en nickel est inférieure à 0.10 %.
10. Pièce moulée selon l'une des revendications 1 à 9, caractérisée en ce que la teneur en zirconium est comprise entre 0.08 et 0.20 %.
11. Pièce moulée selon l'une des revendications 1 à 10, caractérisée en ce que la teneur en titane est comprise entre 0.05 et 0.20 %.
12. Pièce moulée selon l'une des revendications 1 à 11, caractérisée en ce que la teneur en fer est inférieure à 0.19 %.
13. Pièce moulée selon l'une des revendications 1 à 12, caractérisée en ce que la teneur en fer est inférieure à 0.12 %.
14. Pièce moulée selon l'une des revendications 1 à 13, caractérisée en ce que la teneur en cuivre est comprise entre 3.0 et 4.0 %.
15. Pièce moulée selon l'une des revendications 1 à 14, caractérisée en ce que la teneur en vanadium est comprise entre 0.10 et 0.19 %.
16. Pièce moulée selon l'une des revendications 1 à 15 caractérisée en ce qu'elle subit un traitement thermique du type T7 ou T6.
17. Pièce moulée selon l'une des revendications 1 à 16, caractérisée en ce qu'elle subit un traitement thermique du type T7 ou T6 comportant une mise en solution à une température comprise entre 500 et 513°C pendant une durée d'au moins 30 minutes.
18. Pièce moulée selon l'une des revendications 1 à 17, caractérisée en ce qu'elle est une culasse de moteur à combustion interne.
19. Pièce moulée suivant l'une des revendications 1 à 18, caractérisée en ce qu'elle est un insert pour partie chaude d'une pièce moulée.
20. Pièce moulée selon l'une des revendications 1 à 16 caractérisée en ce qu'elle subit un traitement thermique du type T7 ou T6.
21. Pièce moulée selon l'une des revendications 1 à 17, caractérisée en ce qu'elle subit un traitement thermique du type T7 ou T6 comportant une mise en solution à une température comprise entre 500 et 513°C pendant une durée d'au moins 30 minutes.
22. Pièce moulée selon l'une des revendications 1 à 18, caractérisée en ce qu'elle est une culasse de moteur à combustion interne.
23. Pièce moulée suivant l'une des revendications 1 à 18, caractérisée en ce qu'elle est un insert pour partie chaude d'une pièce moulée.
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