EP2329053B1 - Casting made from aluminium alloy, having high hot creep and fatigue resistance - Google Patents

Casting made from aluminium alloy, having high hot creep and fatigue resistance Download PDF

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EP2329053B1
EP2329053B1 EP09802550.5A EP09802550A EP2329053B1 EP 2329053 B1 EP2329053 B1 EP 2329053B1 EP 09802550 A EP09802550 A EP 09802550A EP 2329053 B1 EP2329053 B1 EP 2329053B1
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    • F05C2201/90—Alloys not otherwise provided for
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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 AlSi10Mg type, optionally “doped” by an addition of 0.50% to 1% of copper, and on the other hand alloys of the AlSi5 family at 9Cu3Mg.
  • the alloys of the first type, AlSi7 (Cu) Mg and AlSi10 (Cu) Mg treated T5 (simple stabilization) and T7 (complete solution treatment, quenching and over-tempering) have sufficient mechanical properties up to about 250 ° C, but not at 300 ° C, which will nevertheless be reached by the inter-valve jumpers of the new generations of supercharged common-rail diesel engines, or even new gasoline engines with double turbocharging.
  • 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.
  • FR 2 690 927 proposes aluminum-based casting alloys with good creep resistance and with additions of 0.1-0.2% Ti, 0.1-0.2% Zr and 0.2-0.4% V, especially on a type A composition basis -S5U3G.
  • Figures 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) as a function of the number of cycles.
  • 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 the 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 Al2Cu and Q-Al5Mg8Si6Cu2 hardening phases formed in the base AlSi7Cu3.5MnVZrTi, at equilibrium at 200 ° C., after a setting of solution followed by quenching.
  • the values (in this case, in atomic%) are calculated using the "Prophase" thermodynamic simulation software developed by the Applicant.
  • Table 2 Mq (% by weight) 0.00 0.05 0.07 0.10 0.14 0.19 Al2Cu 4.26 4.23 4.22 4.19 4.16 4.12 Q-Al5Mg8Si6Cu2 0.00 0.15 0.23 0.35 0.49 0.67
  • the gain on the elastic limit at 20 ° C is substantially 100 MPa (from 200 to about 300 MPa) with an 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 the figure 6 .
  • the alloys of Al type Al Si5Cu3 and AlSi7Cu3 according to the invention do not exhibit the final quaternary eutectic Al-Si-Al2Cu-Al5Mg8Si6Cu2, 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 ° C according to other authors. Indeed, their melting start temperature, determined by differential scanning calorimetry (DSC), is substantially at 513 ° C., as shown in FIG. figure 9 .
  • DSC differential scanning calorimetry
  • 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, peritectic element with very low diffusion coefficient is present in solid solution enriched in the heart of dendrites and can possibly precipitate in the form of only semi-coherent dispersoids Al-V-Si 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 equilibrium solubility as a function of the bath holding temperature is shown in FIG. figure 10 .
  • 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.
  • 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%. Preferably, the range will be between 2.5%, to ensure a sufficiently high yield strength and heat resistance, and 4.2%, the approximate solubility limit of copper in a base containing from 4.5 to 10% of silicon and up to 0.25% of magnesium with dissolution at a temperature of less than or equal to 513 ° C.
  • 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.
  • 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 the patent FR 2 841 164 , participating in the formation of AlSiZrTi dispersoid phases.
  • Another way to refine the eutectic AISi is to add antimony (from 0.05 to 0.25%).
  • Heat treatment the molded parts according to the invention are generally subjected to a heat treatment including dissolution, quenching and tempering.
  • the dissolution of the alloys L to T was shortened at 5 h instead of 10 h.
  • 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 for 100 hours at 300 ° C. before the actual test.
  • the elastic limit increases by approximately 100 MPa while the fatigue life of the oligocyclic fatigue in the range extending from 220 to 270 MPa is multiplied by almost 10.
  • vanadium has no significant effect on these two properties measured at room temperature.
  • the increase of the copper content from 3.5 to 4.0% results in a gain of about 30 MPa on the yield strength and 15 MPa on the ultimate strength, but also by a loss of 1% on the lengthening, as shown by the comparison of figures 4 and 5 .
  • the figure 7 further indicates that the joint additions of magnesium between 0.07 and 0.19% and vanadium between 0.17 and 0.21% can improve by approximately 8% the yield strength.
  • the figure 8 allows to better visualize the importance of the interaction between vanadium and magnesium on the creep resistance at 300 ° C.

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Description

Domaine de l'inventionField of the 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.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.

Etat de la techniqueState of the art

Sauf mention contraire, toutes les valeurs relatives à la composition chimique des alliages sont exprimées en pourcentages pondéraux.Unless stated otherwise, all the values relating to the chemical composition of the alloys are expressed in percentages by weight.

Les alliages couramment utilisés pour les culasses des véhicules de grande série automobile sont d'une part les alliages du type AlSi7Mg et AlSi10Mg, éventuellement « dopés » par une addition de 0.50 % à 1 % de cuivre, et d'autre part les alliages de la famille AlSi5 à 9Cu3Mg.The alloys commonly used for the cylinder heads of automotive mass-produced vehicles are on the one hand alloys of the AlSi7Mg and AlSi10Mg type, optionally "doped" by an addition of 0.50% to 1% of copper, and on the other hand alloys of the AlSi5 family at 9Cu3Mg.

Les alliages du premier type, AlSi7(Cu)Mg et AlSi10(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 250°C, mais pas à 300°C, 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.The alloys of the first type, AlSi7 (Cu) Mg and AlSi10 (Cu) Mg treated T5 (simple stabilization) and T7 (complete solution treatment, quenching and over-tempering) have sufficient mechanical properties up to about 250 ° C, but not at 300 ° C, which will nevertheless be reached by the inter-valve jumpers of the new generations of supercharged common-rail diesel engines, or even new gasoline engines with double turbocharging.

A 300°C, 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.At 300 ° C, their yield strength and 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.

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.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.

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.They are subdivided into a family of alloys with a low iron content, typically less than 0.20%, called primary or primary (resulting from electrolysis), which have good hot ductility but remain brittle at room temperature, and a family of so-called secondary alloys or secondary melting (from recycling) with higher iron content, from 0.40% to 0.80% and sometimes 1%, which have a low ductility both hot and ambient .

Cette problématique a été décrite par exemple dans l'article de R. Chuimert et M. Garat « 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 250°C, devenant moyenne à 300°C, faible ductilité à l'ambiante, devenant bonne à 250 et 300°C.
  • 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 300°C, très faible ductilité sur l'ensemble du domaine 20 - 300°C.
  • 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 250°C, très bonne ductilité sur l'ensemble du domaine 20 - 300°C.
This problem has been described, for example, in the article by R. Chuimert and M. Garat "Choice of Highly Loaded Aluminum Cylinder Cast Aluminum Alloys" published in the March 1990 issue of the SIA Review. of the three alloys studied:
  • AlSi5Cu3Mg with low iron content (0.15%) and in the T7 state: very good mechanical strength up to 250 ° C, becoming average at 300 ° C, low ductility at ambient temperature, becoming good at 250 and 300 ° C .
  • AlSi5Cu3Mg with high iron content (0.7%) and in the F-state (without heat treatment): mechanical resistance to the average ambient, becoming relatively higher at 250 and 300 ° C, very low ductility over the entire range 20 - 300 ° C.
  • AlSi7Mg0.3 without copper with a low iron content (0.15%) and in the T7 state: good mechanical resistance to the ambient, becoming very weak at 250 ° C, very good ductility over the whole range 20 - 300 ° vs.

Les progrès réalisés depuis 1990 ont été décrits dans l'article récent de M. Garat 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.The progress made since 1990 has been described in the recent article Mr. Garat and G. Laslaz "Improved Aluminum Alloys for Diesel Cylinders" published in the February 2008 issue of "Men and Foundry" . In the introduction, this article gives an overview of the different families of alloys currently used and their relation to the demands and architectures of modern cylinder heads.

Il présente les évolutions récentes en matière d'alliages :

  • L'alliage AlSi7Mg0.3, 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 300°C.
  • L'addition de 0.15% de zirconium dans le même alliage permet d'améliorer légèrement la limite d'élasticité à 300°C (+ 10 %) et surtout de retarder le fluage tertiaire à la même température sous une contrainte de 22 MPa.
  • Un nouveau type d'alliage AlSi7Cu3.5MnVZrTi sans magnésium a été étudié et caractérisé. Il présente d'excellentes propriétés de résistance mécanique à chaud à 300°C et une assez bonne ductilité sur tout le domaine 20 - 300°C, 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.
It presents recent developments in alloys:
  • The alloy AlSi7Mg0.3, with addition of 0.50% of copper and in the T7 state, solution nowadays widely used industrially, allows a very sensible gain (+20%) yield strength at 250 ° C, without loss of elongation. But the gain brought by this limited addition of copper is totally lost at 300 ° C.
  • The addition of 0.15% zirconium in the same alloy makes it possible to slightly improve the elastic limit at 300 ° C. (+ 10%) and especially to retard tertiary creep at the same temperature under a stress of 22 MPa.
  • A new type of AlSi7Cu3.5MnVZrTi alloy without magnesium has been studied and characterized. It has excellent hot strength properties at 300 ° C and quite good ductility throughout the range of 20 - 300 ° C, but a low yield strength at room temperature (in the range of 190 to 235 MPa depending on its precise copper content). This alloy is in accordance with patents FR 2 857 378 and EP 1 651 787 of the plaintiff.

FR 2 690 927 propose des alliages de moulage à base d'aluminium avec une bonne résistance au fluage à chaud et avec additions de 0.1-0.2 %Ti, 0.1-0.2 %Zr et 0.2-0.4 %V, en particulier sur une base de composition du type A-S5U3G. FR 2 690 927 proposes aluminum-based casting alloys with good creep resistance and with additions of 0.1-0.2% Ti, 0.1-0.2% Zr and 0.2-0.4% V, especially on a type A composition basis -S5U3G.

Les résultats de ces dernières évolutions sont synthétisés au tableau 1 ci-après (résistance à la rupture Rm en MPa, limite d'élasticité Rp0,2 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 Alliage Etat 20°C 250°C 300°C Rp0.2 Rm A Rp0.2 Rm A σ Rp0.2 Rm A σ AlSi7Mg0.3Ti (Fe 0.15, Primaire) T6 211 295 15,7 57 69 29 40 - 45 41 53 32 22 AlSi7Mg0.3Ti (Fe 0.15, Primaire) T7 257 299 9,9 55 61 34,5 38,8 40 43 34,5 21,7 AlSi7Cu0.5Mg0.3Ti (Fe 0.15, Primaire) T7 275 327 9,8 66 73 34,5 39,5 40 44 34,6 21,8 AlSi5Cu3Mg0.3 (Fe 0.7, Secondaire) F 172 237 2,1 107 133 5,8 53 60 86 12 26 AlSi7Cu3Mg0.3 (Fe 0.44, Secondaire) T5 209 282 1,8 70 110 17 40 65 8,5 AlSi5Cu3Mg0.25Ti (Fe 0.15, Primaire) T7 311 358 2,5 92 111 16 60 47 62 30 26 AlSi7Cu3.3MnVZrTi (sans Mg, Primaire) T7 195 335 8,0 95 124 19 66 75 26 AlSi7Cu3.8MnVZrTi (sans Mg, Primaire) T7 234 368 6,0 102 133 19 63 77 26 31.8 The results of these latest evolutions are summarized in Table 1 below (tensile strength R m in MPa, yield strength R p0,2 in MPa and elongation at break A in%, σ representing the stress in MPa leading at a deformation of 0.1% after 100 hours of temperature maintenance): Table 1 Alloy State 20 ° C 250 ° C 300 ° C Rp0.2 rm AT Rp0.2 rm AT σ Rp0.2 rm AT σ AlSi7Mg0.3Ti (Fe 0.15, Primary) T6 211 295 15.7 57 69 29 40 - 45 41 53 32 22 AlSi7Mg0.3Ti (Fe 0.15, Primary) T7 257 299 9.9 55 61 34.5 38.8 40 43 34.5 21.7 AlSi7Cu0.5Mg0.3Ti (Fe 0.15, Primary) T7 275 327 9.8 66 73 34.5 39.5 40 44 34.6 21.8 AlSi5Cu3Mg0.3 (Fe 0.7, Secondary) F 172 237 2.1 107 133 5.8 53 60 86 12 26 AlSi7Cu3Mg0.3 (Fe 0.44, Secondary) T5 209 282 1.8 70 110 17 40 65 8.5 AlSi5Cu3Mg0.25Ti (Fe 0.15, Primary) T7 311 358 2.5 92 111 16 60 47 62 30 26 AlSi7Cu3.3MnVZrTi (without Mg, Primary) T7 195 335 8.0 95 124 19 66 75 26 AlSi7Cu3.8MnVZrTi (without Mg, Primary) T7 234 368 6.0 102 133 19 63 77 26 31.8

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.More recent researches carried out by the applicant, and not published so far, have shown that the low-cycle fatigue resistance (high stresses and, consequently, low number of cycles) of this type of magnesium-free alloy was significantly greater. than that of the AlSi7Cu0.5Mg0.3 alloy, which constitutes a major handicap because the cylinder heads undergo, in particular due to thermal cycling related to the operating mode of the motors, alternating forces at very high stress close to the yield strength.

Les courbes de Wöhler 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.Wöhler's curves Figures 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) as a function of the number of 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).It clearly appears that the number of cycles with rupture, for stress levels of the order of 250 MPa, is limited to about 1000 to 2000 cycles for new magnesium-free alloys ( figures 2 and 3 ), whether the copper level is 3.3% or 3.8%, as opposed to at least 20 000 for the alloy 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 AlSi7Cu3.5MnVZrTi sans magnésium, soit comprises entre 123 et 138 MPa contre 115 MPa pour l'alliage AlSi7Cu0.5Mg0.3.In polycyclic fatigue, under a lower stress, of the order of 150 MPa, the behavior of the two families becomes similar, and the research published in the article of the journal "Men and Foundry" of February 2008 have shown that the fatigue limits at 10 million cycles on shell test pieces were even higher for AlSi7Cu3.5MnVZrTi magnesium-free alloys, between 123 and 138 MPa compared to 115 MPa for the AlSi7Cu0.5Mg0.3 alloy.

Problème poséProblem

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.Given these considerations, it is clear that in terms of fatigue, there is a clear need to significantly improve the resistance to oligocyclic fatigue without degrading the polycyclic fatigue behavior.

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 300°C 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).
Knowing that, in future common-rail or supercharged gasoline-powered diesel engines, the combustion chambers of the cylinder heads, and in particular the inter-valve bridges, will reach or exceed 300 ° C and will be subjected to higher pressures than in the generations of the preceding engines, it therefore appears that none of the known types of alloys fully satisfies the combination of desired properties, namely:
  • High yield strength from ambient to 300 ° C,
  • Highly resistant oligocyclic fatigue
  • Resistance to high polycyclic fatigue,
  • Creep resistance at 300 ° C high,
  • Good ductility over the entire ambient range up to 300 ° C (minimum elongation of 3% at room temperature, 20% at 250 ° C and 25% at 300 ° C).

Objet de l'inventionObject of the invention

L'invention a donc pour objet une pièce moulée à haute résistance mécanique et au fluage à chaud, en particulier vers 300°C 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 300°C, 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 - 0.25 %, de préférence 0.10 - 0.20 %
  • Zn : < 0.30 %, de préférence < 0.10 %
  • Ni : < 0.30 %, de préférence < 0.10 %
  • V : 0.05 - 0.19 %, de préférence 0.08 - 0.19 %, 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.The invention therefore relates to 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. oligocyclic than polycyclic, and at good ductility from room temperature up to 300 ° C, aluminum alloy of chemical composition, expressed in percentages by weight:
  • If: 3 - 11%, preferably 5.0 - 9.0%
  • Fe <0.50%, preferably <0.30%, more preferably <0.19% or even 0.12%
  • 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 - 0.25%, preferably 0.10 - 0.20%
  • Zn: <0.30%, preferably <0.10%
  • Ni: <0.30%, preferably <0.10%
  • V: 0.05 - 0.19%, preferably 0.08 - 0.19%, more preferably 0.10 - 0.19%
  • Zr: 0.05 - 0.25%, preferably 0.08 - 0.20%
  • Ti: 0.01 - 0.25%, preferably 0.05 - 0.20%
optionally one or more modifying elements of the eutectic selected 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.

Description des figuresDescription of figures

  • La figure 1 représente les courbes de Wöhler, 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.The figure 1 represents the Wöhler 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 the alloy AlSi7Cu0.5Mg0.3.
  • La figure 2 représente les mêmes courbes pour des alliages AlSi7Cu3.5MnVZrTi sans magnésium, contenant 3.3 % de cuivre.The figure 2 represents the same curves for alloys AlSi7Cu3.5MnVZrTi without magnesium, containing 3.3% of copper.
  • La figure 3 représente les mêmes courbes pour des alliages AISi7Cu3.5MnVZrTi sans magnésium, contenant 3.8 % de cuivre.The figure 3 represents the same curves for alloys AISi7Cu3.5MnVZrTi without magnesium, containing 3.8% of copper.
  • La figure 4 représente la variation des caractéristiques mécaniques statiques, Rm, Rp0,2 et A %, à température ambiante en fonction de la teneur en magnésium pour les différents alliages à teneur en cuivre de 3.5 % testés en exemples , la légende des repères figurant en partie droite de la figure selon les indices A à T conformément au tableau 3. Les séries de résultats Rp0.2, Rm et A% notées A à K HIP 2 correspondent aux essais complémentaires du bas du tableau 3.The figure 4 represents the variation of the static mechanical characteristics, Rm, Rp0,2 and A%, at ambient temperature as a function of the magnesium content for the various alloys with a copper content of 3.5% tested as examples, the legend of the markers appearing in the right part of the figure according to the indices A to T according to Table 3. The series of results Rp0.2, Rm and A% denoted A to K HIP 2 correspond to the complementary tests at the bottom of Table 3.
  • La figure 5 correspond à la même représentation, pour une teneur en cuivre de 4.0%.The figure 5 corresponds to the same representation, for a copper content of 4.0%.
  • La figure 6 représente les courbes de Wöhler, soit la contrainte de rupture F à température ambiante en fonction du nombre de cycles Nc (échelle logarithmique), moyenne obtenue pour les alliages à teneur en cuivre de 3.5 % testés en exemples et selon leur teneur en Mg moyenne de 0, 0.05 et 0.10 %.The figure 6 represents the Wöhler curves, ie the rupture stress F at ambient temperature as a function of the number of cycles Nc (logarithmic scale), the average obtained for the copper-containing alloys of 3.5% tested by examples and according to their average Mg content of 0, 0.05 and 0.10%.
  • La figure 7 représente la variation des caractéristiques mécaniques statiques Rm et Rp0,2 à 300°C en fonction de la teneur en magnésium pour les différents alliages à teneur en cuivre de 3.5 % testés en exemples et selon leur teneur en vanadium de 0 et 0.19 %, conformément aux valeurs du tableau 3.The figure 7 represents the variation of the static mechanical characteristics Rm and Rp0.2 at 300 ° C. as a function of the magnesium content for the various alloys with a copper content of 3.5%, tested in examples and according to their vanadium content of 0 and 0.19%, in accordance with to the values in Table 3.
  • La figure 8 récapitule les résultats des essais de fluage à 300°C du tableau 5, à savoir la déformation A en % obtenue sous une contrainte de 30 MPa en fonction de la durée h de l'essai de 0 à 300 h, et pour différentes teneurs en magnésium et vanadium indiquées en partie droite de la figure. En R est portée la zone de rupture qui ne se produit avant 300 h que dans le cas de la composition V= 0, Mg = 0.10%.The figure 8 summarizes the results of the creep tests at 300 ° C in Table 5, namely the strain A in% obtained under a stress of 30 MPa as a function of the duration h of the test from 0 to 300 h, and for different levels of magnesium and vanadium indicated on the right-hand side of the figure. In R is the rupture zone that occurs before 300 h only in the case of the composition V = 0, Mg = 0.10%.
  • La figure 9 représente les courbes d'analyse enthalpique différentielle pour les alliages AlSi7Cu3.5MnVZrTi (courbes du bas) et AlSi7Cu4.0MnVZrTi (courbes du haut) et pour différentes teneurs en magnésium, de 0.07 à 0.16 %.The figure 9 represents the differential enthalpy analysis curves for the AlSi7Cu3.5MnVZrTi (bottom curves) and AlSi7Cu4.0MnVZrTi (top curves) alloys and for different magnesium contents, from 0.07 to 0.16%.
  • La figure 10 représente la solubilité S du vanadium à l'équilibre en fonction de la température T du bain d'alliage AlSi7Cu3.5MgMnO.30ZrO.20TiO.20 comportant une teneur initiale en vanadium de 0.28 % introduit et solubilisé à 780°C..The figure 10 represents the equilibrium solubility S of vanadium as a function of the temperature T of the alloy bath AlSi7Cu3.5MgMnO.30ZrO.20TiO.20 having an initial vanadium content of 0.28% introduced and solubilized at 780 ° C.
Description de l'inventionDescription of the 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.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 the 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.

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.Indeed, the addition of a small amount of magnesium, ie from 0.10% to 0.20%, makes it possible to considerably increase not only the yield stress at ambient temperature but also the low-cycle fatigue strength, and this all maintaining a satisfactory elongation.

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 Al2Cu 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 Al2Cu, 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.The Applicant hypothesizes that this small addition of magnesium makes it possible to form a fraction of the hardening phase Q-A15Mg8Si6Cu2, more effective on cold resistance than the Al2Cu phase formed in the absence of magnesium, but that the clear predominance of copper (typically 3.5%) relative to magnesium means that the amount of Al2Cu phase, on the other hand more effective for the hot resistance, is not significantly reduced by the addition of magnesium, so that the hot properties (typically at 250 and 300 ° C) are not degraded.

Le tableau 2, ci-dessous, indique, en fonction de la quantité de magnésium ajoutée, les quantités de phases durcissantes Al2Cu et Q-Al5Mg8Si6Cu2 formées dans la base AlSi7Cu3.5MnVZrTi, 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 Mq (% pondéral) 0.00 0.05 0.07 0.10 0.14 0.19 Al2Cu 4.26 4.23 4.22 4.19 4.16 4.12 Q-Al5Mg8Si6Cu2 0.00 0.15 0.23 0.35 0.49 0.67 Table 2, below, indicates, depending on the amount of magnesium added, the amounts of Al2Cu and Q-Al5Mg8Si6Cu2 hardening phases formed in the base AlSi7Cu3.5MnVZrTi, at equilibrium at 200 ° C., after a setting of solution followed by quenching. The values (in this case, in atomic%) are calculated using the "Prophase" thermodynamic simulation software developed by the Applicant. Table 2 Mq (% by weight) 0.00 0.05 0.07 0.10 0.14 0.19 Al2Cu 4.26 4.23 4.22 4.19 4.16 4.12 Q-Al5Mg8Si6Cu2 0.00 0.15 0.23 0.35 0.49 0.67

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%.As will appear in the following examples and the figures which explain the results, in particular the figure 4 , the gain on the elastic limit at 20 ° C is substantially 100 MPa (from 200 to about 300 MPa) with an addition of only 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 %.Thus, and quite unexpectedly, 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%.

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 à 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).On the other hand, again, surprisingly, the elongation is only reduced by 9 to 6% by this increase in the magnesium content (under the reference conditions of the alloys A to K with HIP and T7 treatments, for a content of 3.5% copper). We observe again the same lack of linearity and the plateau from 0.10 to substantially 0.20% (still in 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.This same plateau as a function of the Mg content between 0.10 and substantially 0.20% is also observed in the case of a copper content of 4.0% as illustrated by the 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.At the same time, the gain in resistance to fatigue oligocyclic is quite considerable as shown in 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.Indeed, for stresses of 220 and 270 MPa, the life of the specimens subjected to an alternating traction force (ie with a ratio R = minimum stress / maximum stress of -1) is multiplied by substantially 10 by the addition 0.10% magnesium.

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.Here again, the effect is absolutely not linear, the results for a magnesium content of 0.05% not being different from those obtained for a strictly zero content.

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.With regard to resistance to polycyclic fatigue (low stresses of the order of 120 to 140 MPa), magnesium no longer has a significant effect on the endurance limit, of the order of 130 MPa to 10 7 cycles, still according to the figure 6 .

Quant aux caractéristiques mécaniques statiques à 250°C et 300°C, comme l'illustre notamment la figure 7 relative aux caractéristiques à 300°C, elles ne sont que peu modifiées par cette addition et demeurent excellentes. On note même un certain gain sur la limite d'élasticité Rp0.2 à 300°C sans perte d'allongement.Static mechanical characteristics at 250 ° C and 300 ° C, as illustrated in particular by the figure 7 relating to the characteristics at 300 ° C, they are only slightly modified by this addition and remain excellent. There is even a certain gain on the elastic limit R p0.2 at 300 ° C without loss of elongation.

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 %.In the case of parts for which the cold elongation is not critical, we can tolerate levels up to 0.45% while, to maintain some ductility cold, we can accept up to 0.25%, and better still 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-Al2Cu-Al5Mg8Si6Cu2, fondant à 507°C 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 508°C 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.Finally, the alloys of Al type Al Si5Cu3 and AlSi7Cu3 according to the invention, relatively reduced magnesium content, up to substantially 0.20%, unlike alloys with higher magnesium content, typically 0.25 to 0.45%, do not exhibit the final quaternary eutectic Al-Si-Al2Cu-Al5Mg8Si6Cu2, 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 ° C according to other authors. Indeed, their melting start temperature, determined by differential scanning calorimetry (DSC), is substantially at 513 ° C., as shown in FIG. figure 9 .

Ceci permet d'appliquer une mise en solution à 505°C, 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 500°C au plus, et à 495°C en général.This makes it possible to apply a solution at 505 ° C., typically between 500 and 513 ° C., without risk of burning, with standard heat treatment equipment, whereas the alloys of the prior art are treated at 500 ° C. at most, and at 495 ° C in general.

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 300°C.
But a second component of the present invention resides in the combination of a vanadium addition to the aforementioned magnesium addition:
  • Surprisingly, the Applicant has observed the existence of a strong interaction between magnesium and vanadium on the elastic limit and moreover on the creep resistance at 300 ° C.

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.In fact, in a known way, these two elements do not act absolutely by the same metallurgical mechanism and these mechanisms of action are even quite opposite.

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.On the one hand, 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.

D'autre-part et à l'inverse, le vanadium, élément péritectique à très faible coefficient de diffusion, est présent en solution solide enrichie à coeur 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.On the other hand and conversely, vanadium, peritectic element with very low diffusion coefficient, is present in solid solution enriched in the heart of dendrites and can possibly precipitate in the form of only semi-coherent dispersoids Al-V-Si which remain stable at high temperatures above 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.The results of the examples show, however, that the alloys combining a magnesium content of 0.10 to 0.19% and a vanadium content of 0.17, 0.19 or 0.21% resist considerably better than those containing only vanadium or only magnesium. This is perfectly illustrated by the figure 7 , as regards the static mechanical characteristics, and the figure 8 , for creep resistance.

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.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.

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.Indeed, the Applicant has carried out extensive tests to determine the solubility of vanadium as a function of the temperature of the bath of liquid metal, and that in an alloy according to the invention, of the AlSi7Cu3.5MgMn0.30Zr0.20Ti0.20 type initially containing 0.28% vanadium introduced and solubilized at 780 ° C.

La solubilité à l'équilibre en fonction de la température de maintien du bain est représentée à la figure 10.The equilibrium solubility as a function of the bath holding temperature is shown in FIG. 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.It is noted that 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.

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.Levels of 0.21%, and even better 0.17%, allow a hold at 730 or 720 ° C much more compatible with said casting processes.

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.Since no decrease in the creep resistance is observed when the vanadium content is reduced from 0.21 to 0.17%, a further reduction of the vanadium is very conceivable: to cast the parts envisaged by the "low pressure" process in which the bath temperature may be only 680 ° C, a vanadium content of 0.08 to 0.10% is to be adopted ( figure 10 ). For heat-treatable "under pressure" castings, for example under vacuum, the Conventional holding temperatures of this process are still below 680 ° C and a vanadium content of 0.05% is conceivable.

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.
With regard to the other elements constituting the type of alloy according to the invention, their contents are justified by the following considerations:
  • Silicon: it is essential to obtain good foundry properties, such as flowability, absence of creasability, good supply of shrinkage.

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.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.

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.In addition, a compromise generally considered as optimum between these properties and the ductility is between 5 and 9%. This range corresponds to most applications of the cylinder head type of internal combustion engine.

Fer : Il 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.Iron: It is well known that this element significantly reduces the elongation of Al-Si alloys. The examples described below confirm this in the case of the 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 %.Depending on the type of 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. In the case of parts for which the cold elongation is not critical, one can tolerate contents up to 0.50% whereas, to preserve a certain ductility with cold, one can admit up to 0.30%, and for highly stressed parts including cold deformation, we will prefer a maximum of 0.19%, level specified by the standard NF EN 1706 for alloys high characteristics EN AC-21100, 42100, 42200 and 44000, and better still 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.Copper: The copper content of such hot-resistant alloys is typically in the range of 2 to 5%. Preferably, the range will be between 2.5%, to ensure a sufficiently high yield strength and heat resistance, and 4.2%, the approximate solubility limit of copper in a base containing from 4.5 to 10% of silicon and up to 0.25% of magnesium with dissolution at a temperature of less than or equal to 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%.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 loss of 1% on the elongation as shown by the comparison of figures 4 and 5 . Given these results and the need in the case of cylinder heads highly solicited to have a good compromise between strength and ductility, the field best suited for copper seems to be 3 to 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 300°C.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.

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 Al5FeSi 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.
On the other hand, assuming a fairly high iron content, of the order of 0.30% and more of 0.50%, the addition of manganese up to 0.50% makes it possible to convert the Al5FeSi switched and weakening phase into a quaternary phase AlFeMnSi called in "Chinese writings" and less fragile.
  • 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.

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.This effect is emphasized, 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.

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.Titanium: this element 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 the patent FR 2 841 164 , participating in the formation of AlSiZrTi dispersoid phases.

Ces deux objectifs sont simultanément atteints pour des teneurs comprises entre 0.01 et 0.25 %, et préférentiellement entre 0.05 et 0.20 %.These two objectives are simultaneously achieved for contents between 0.01 and 0.25%, and preferably between 0.05 and 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).
Modifying or refining elements of aluminum-silicon eutectic:
  • 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.

Une autre façon d'affiner l'eutectique AISi est d'ajouter de l'antimoine (de 0.05 à 0.25%).Another way to refine the eutectic AISi is to add antimony (from 0.05 to 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.Heat treatment: the molded parts according to the invention are generally subjected to a heat treatment including dissolution, quenching and tempering.

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.In the case of the internal combustion engine cylinder heads, it is generally used in this case a type of treatment T7, with over-income which has the advantage of stabilizing the room.

Mais pour d'autres applications, notamment un insert pour partie chaude d'une pièce moulée, un traitement du type T6 est également envisageable.But for other applications, including an insert for a hot part of a molded part, a type T6 treatment is also possible.

Dans ses détails, l'invention sera mieux comprise à l'aide des exemples ci-après, qui n'ont toutefois pas de caractère limitatif.In its details, the invention will be better understood with the aid of the following examples, which are however not limiting in nature.

ExemplesExamples

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.
In a 120 kg electric furnace with a silicon carbide crucible, and cast in the form of test pieces (18 mm diameter raw shell test pieces according to the AFNOR NF-A57702 standard), a series of aluminum alloys was developed, the compositions are as follows:
  • If: 7%
  • Fe: 0.10% except casting T at 0.19%
  • Cu: two levels 3.5% and 4%, see table 3 further
  • Mn: 0.15%
  • Mg: ranging from 0 to 0.19%, see Table 3
  • Zn <0.05%
  • Ti: 0.14%
  • V: four levels 0.00%, 0.17%, 0.19% and 0.21%, see Table 3
  • Zr: 0.14%
  • Sr: 50 to 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 505°C 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 20°C
  • Revenu de 5 h à 220°C pour les alliages sans magnésium (coulées A, D et G), de 4 h à 210°C pour les alliages B, C, E, F, H, K et de 5 h à 200°C pour les alliages L à 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 505°C pour F et K avec 0.10 % de magnésium, suivi pour les quatre coulées d'une trempe à l'eau à 20°C et d'un revenu de 5 h à 200°C afin de pouvoir être plus directement comparées aux coulées L à T.
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. All the specimens then underwent T7 heat treatments adapted to their composition, namely:
  • Dissolution from 10 h to 515 ° C for magnesium-free alloys (castings A, D and G) and from 10 h to 505 ° C for alloys containing 0.05% to 0.19% magnesium (castings B, C, E, F, H, K and L to T).
  • Quenched with water at 20 ° C
  • 5 hours at 220 ° C for magnesium-free alloys (castings A, D and G), 4 hours at 210 ° C for B, C, E, F, H, K alloys and 5 hours at 200 ° C for alloys L to T. Castings D, G, F and K were further characterized at room temperature only with a heat treatment of 10 h at 515 ° C for magnesium-free D and G and 10 h at 505 ° C for F and K with 0.10% magnesium, followed for all four castings with a water quench at 20 ° C and a tempering of 5 h at 200 ° C in order to be more directly compared to the L to 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.In another variant of heat treatment, the dissolution of the alloys L to T was shortened at 5 h instead of 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 300°C, 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 300°C dans les conditions de la norme EN 10002-5.
The static mechanical characteristics were measured under the following conditions:
  • at room temperature, in the case of the above-mentioned AFNOR specimen, machined at 13.8 mm, measurement base of the length 69 mm, under the conditions of the EN 10002-1 standard.
  • at 250 and 300 ° C, the specimens being taken from the same AFNOR shell blanks with a diameter of 18 mm, then machined to a diameter of 8 mm and preheated for 100 hours at the temperature in question so that most of the structural evolution is accomplished , then stripped at 250 or 300 ° C under the conditions of 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.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.

Les essais de fluage à 300°C ont été réalisés sur des éprouvettes usinées au diamètre 4 mm à partir des mêmes ébauches AFNOR, préchauffées 100 h à 300°C avant l'essai proprement dit.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 for 100 hours at 300 ° C. before the actual test.

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.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 rectangle R of the figure 8 .

Les résultats des essais de traction à 20, 250 et 300°C sont indiqués au tableau 3 (résistance à la rupture Rm en MPa, limite d'élasticité Rp0.2 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).The results of tensile tests at 20, 250 and 300 ° C are given in Table 3 (tensile strength R m in MPa, yield strength R p0.2 in MPa and elongation at break A in%) for alloys whose composition also in Table 3, those of the fatigue tests at room temperature in Table 4 (F-loads in MPa), and those of the creep tests in Table 5 (elongation A in% as a function of the hold time h at 300 ° C, from 0 to 300 h, under 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.
They can be interpreted more easily using the curves of Figures 4 to 8 :
  • With regard to static mechanical characteristics ( figure 4 ) and resistance to mechanical fatigue at room temperature ( figure 6 ), for alloys with a copper content of 3.5%, we can clearly see the intense and non-linear effect of magnesium.

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.Almost zero between 0 and 0.05%, it is against very strong between 0.05 and 0.10%. In fact, the elastic limit increases by approximately 100 MPa while the fatigue life of the oligocyclic fatigue in the range extending from 220 to 270 MPa is multiplied by almost 10.

De 0.10 % à 0.19 %, on observe alors un plateau de caractéristiques mécaniques statiques à l'ambiante tout à fait inattendu.From 0.10% to 0.19%, there is then a plateau of static mechanical characteristics at ambient quite unexpected.

Comme prévisible par contre, le vanadium n'a pas d'effet notable sur ces deux propriétés mesurées à température ambiante.As predictable, however, vanadium has no significant effect on these two properties measured at room temperature.

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.The increase of the copper content from 3.5 to 4.0% results in a gain of about 30 MPa on the yield strength and 15 MPa on the ultimate strength, but also by a loss of 1% on the lengthening, as shown by the comparison of figures 4 and 5 .

En ce qui concerne les caractéristiques mécaniques à 300°C, 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).With regard to the mechanical characteristics at 300 ° C., a particular objective of the new type of alloy according to the invention, it is noted in Table 3 that the ductility is very high (greater than 25% for all cases with solution dissolution). 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.The figure 7 further indicates that the joint additions of magnesium between 0.07 and 0.19% and vanadium between 0.17 and 0.21% can improve by approximately 8% the yield strength.

Pour ce qui est de la résistance au fluage à 300°C, 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 300°C 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.
With regard to creep resistance at 300 ° C, the results in Table 5 are even more differentiated:
  • Alloy C containing 0.10% magnesium, but without vanadium, does not withstand 300 hours at 300 ° C at 30 MPa; it breaks between 150 and 200 h with a strain of between 2.4 and 4%;
  • The alloy G, without magnesium, but containing 0.21% of vanadium, resists 300 h, but has a final average deformation of 2.83%;
  • Alloys F and K, both containing 0.10% magnesium, the first 0.17% and the second 0.21% vanadium, have behaviors substantially identical and much better than G and C; no break is observed, the average deformations are only 0.60 and 0.54%, which is not significantly different considering the dispersion between test pieces.

La figure 8 permet de mieux visualiser l'importance de l'interaction entre vanadium et magnésium sur la résistance au fluage à 300°C.The figure 8 allows to better visualize the importance of the interaction between vanadium and magnesium on the creep resistance at 300 ° C.

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.The results of these tests also show that the "HIP" treatment, which reduces or annihilates the microporosity, certainly improves elongation by about 1% at room temperature, but also slightly "softens" the alloys; the elasticity limits are systematically lower, as shown by the figures 4 and 5 , especially for a magnesium content of 0.07% in the vicinity of the inflection of the curve.

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 300°C, l'effet de cette même augmentation devient par contre négligeable.Increasing the iron content from 0.10% to 0.19% reduces the elongation at room temperature by about 30% relative, with or without HIP treatment; this is clear by comparing the plateau level for a magnesium content of 0.11 to 0.19% of the Q - R - S alloys with that of the alloy T in Table 3. At 250 and 300 ° C, the effect of this same increase becomes negligible.

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 COMPOSITIONS & CARACTERISTIQUES MECANIQUES DES ALLIAGES ETUDIES Alliage Traitement Thermique Propriétés à 20°C Propriétés à 250°C Propriétés à 300°C Cu Mg V Fe Rp0.2 Rm A% Rp0.2 Rm A% Rp0.2 Rm A% A HIP + T7(10h) 187 334 10.1 81 112 25 49 67 33 3.5 0.00 0.00 0.10 B " 222 337 7.4 81 104 27 49 63 41 3.5 0.05 0.00 0.10 C " 285 379 6.4 88 107 30 49 63 47 3.5 0.10 0.00 0.10 D " 191 333 9.3 81 109 24 51 68 33 3.5 0.00 0.17 0.10 E " 194 323 8.9 84 107 25 52 66 47 3.5 0.05 0.17 0.10 F " 290 375 5.5 86 106 30 53 67 41 3.5 0.10 0.17 0.10 G " 179 324 10.4 80 110 25 51 68 29 3.5 0.00 0.21 0.10 H " 200 325 8.5 83 107 26 51 66 42 3.5 0.05 0.21 0.10 K " 285 377 7.4 85 104 25 52 66 34 3.5 0.10 0.21 0.10 L " 321 405 4.8 4.0 0.07 0.19 0.10 M " 324 404 4.2 4.0 0.11 0.19 0.10 N " 331 413 5.1 4.0 0.15 0.19 0.10 O " 323 400 3.5 4.0 0.19 0.19 0.10 P " 258 359 6.9 3.5 0.07 0.19 0.10 Q " 296 383 5.6 3.5 0.11 0.19 0.10 R " 298 389 6.7 3.5 0.15 0.19 0.10 S " 296 389 7 3.5 0.19 0.19 0.10 T " 296 384 5 3.5 0.13 0.19 0.19 L T7(10h) 330 405 3.6 94 116 24 53 66 33 4.0 0.07 0.19 0.10 M " 337 413 4.2 96 117 24 55 69 32 4.0 0.11 0.19 0.10 N " 336 413 4.3 54 68 29 4.0 0.15 0.19 0.10 O " 331 399 3.1 100 120 21 54 62 36 4.0 0.19 0.19 0.10 P " 297 385 5.2 55 69 40 3.5 0.07 0.19 0.10 Q " 307 390 5 96 114 21 54 68 31 3.5 0.11 0.19 0.10 R " 309 393 4.8 97 116 24 54 68 35 3.5 0.15 0.19 0.10 S " 303 392 5.7 97 114 16 54 68 38 3.5 0.19 0.19 0.10 T " 305 377 3.2 93 113 21 50 64 39 3.5 0.13 0.19 0.19 L T7 (5h) 317 397 3.4 97 121 27 58 73 24 4.0 0.07 0.19 0.10 M " 340 414 4 97 119 27 58 72 23 4.0 0.11 0.19 0.10 N " 336 408 3.5 99 119 23 59 74 31 4.0 0.15 0.19 0.10 O " 339 405 2.9 101 121 20 58 73 34 4.0 0.19 0.19 0.10 Essais complémentaires sur les coulées D et G d'une part, F et K d'autre part avec le revenu de 5 h à 200°C Moyenne de D&G HIP + T7(10h) 178 330 14.2 3.5 0.00 0.17 & 0.21 0.10 Moyenne de F&K " 290 383 8.42 3.5 0.10 0.17 & 0.21 0.10 Tableau 4 Mg % Alliage Contrainte F Nombre de cycles Ne Cassé C ou Non NC 0 A 270 245 C 0 D 270 305 C 0 G 270 389 C 0 A 220 1 526 C 0 A 220 6352 C 0 D 220 3690 C 0 D 220 4436 C 0 G 220 5779 C 0 G 220 3 790 C 0 A 170 61 584 C 0 A 170 2600 C 0 D 170 1 020 800 C 0 D 170 817 139 C 0 G 170 415 179 C 0 G 170 538 994 C 0 D 140 7 558 273 C 0 G 120 12 447 392 NC 0.05 H 270 303 C 0.05 H 220 2 297 C 0.10 C 270 3175 C 0.10 F 270 1 165 C 0.10 K 270 1 522 C 0.10 K 270 1 415 C 0.10 C 220 70 233 C 0.10 C 220 47 579 C 0.10 F 220 95 248 C 0.10 F 220 13 166 C 0.10 K 220 347 036 C 0.10 K 220 39 025 C 0.10 C 170 3 154 045 C 0.10 C 170 402 481 C 0.10 F 170 2 813 763 C 0.10 F 170 355 009 C 0.10 K 170 431 101 C 0.10 K 170 880 016 C 0.10 K 170 2 026 665 C 0.10 C 140 11 459 025 C 0.10 K 130 21 156 603 NC Tableau 5 Alliage Mg % V% A-0h A-100 h A-100h Moy. A-150h A-150h Moy. A-200h A-200h Moy. A-300h A-300h Moy. C 0,10 0 0 0,8 3,3 Rupture à 156h, A =3.8% " " 0 0,5 0,53 1,3 1,80 Rupture à 175h, A = 2.4% " " 0 0,3 0,80 Rupture à 185h, A = 4% G 0,00 0,21 0 0,27 0,31 0,46 0,53 0,74 0,90 1,92 2,83 " " 0 0,35 0,60 1,05 3,73 F 0,10 0,17 0 0,17 0,26 0,40 0,88 " " 0 0,15 0,15 0,22 0,22 0,30 0,31 0,59 0,60 " " 0 0,12 0,17 0,22 0,33 K 0,10 0,21 0 0,14 0,22 0,32 0,58 " " 0 0,14 0,13 0,21 0,20 0,31 0,30 0,58 0,54 " " 0 0,12 0,18 0,26 0,45 The reduction of the dissolution time from 10 h to 5 h does not significantly affect the characteristics of the M - N - O alloys, which are nevertheless heavily loaded with copper, which correspond to the plateau of the figure 5 . A more drastic reduction, up to half an hour, is possible, in particular thanks to the possibilities offered by the dissolution in a fluidized bed. Table 3 COMPOSITIONS & MECHANICAL CHARACTERISTICS OF STUDIES ALLOYS Alloy Heat treatment Properties at 20 ° C Properties at 250 ° C Properties at 300 ° C Cu mg V Fe Rp0.2 rm AT% Rp0.2 rm AT% Rp0.2 rm AT% AT HIP + T7 (10h) 187 334 10.1 81 112 25 49 67 33 3.5 0.00 0.00 0.10 B " 222 337 7.4 81 104 27 49 63 41 3.5 0.05 0.00 0.10 VS " 285 379 6.4 88 107 30 49 63 47 3.5 0.10 0.00 0.10 D " 191 333 9.3 81 109 24 51 68 33 3.5 0.00 0.17 0.10 E " 194 323 8.9 84 107 25 52 66 47 3.5 0.05 0.17 0.10 F " 290 375 5.5 86 106 30 53 67 41 3.5 0.10 0.17 0.10 BOY WUT " 179 324 10.4 80 110 25 51 68 29 3.5 0.00 0.21 0.10 H " 200 325 8.5 83 107 26 51 66 42 3.5 0.05 0.21 0.10 K " 285 377 7.4 85 104 25 52 66 34 3.5 0.10 0.21 0.10 The " 321 405 4.8 4.0 0.07 0.19 0.10 M " 324 404 4.2 4.0 0.11 0.19 0.10 NOT " 331 413 5.1 4.0 0.15 0.19 0.10 O " 323 400 3.5 4.0 0.19 0.19 0.10 P " 258 359 6.9 3.5 0.07 0.19 0.10 Q " 296 383 5.6 3.5 0.11 0.19 0.10 R " 298 389 6.7 3.5 0.15 0.19 0.10 S " 296 389 7 3.5 0.19 0.19 0.10 T " 296 384 5 3.5 0.13 0.19 0.19 The T7 (10h) 330 405 3.6 94 116 24 53 66 33 4.0 0.07 0.19 0.10 M " 337 413 4.2 96 117 24 55 69 32 4.0 0.11 0.19 0.10 NOT " 336 413 4.3 54 68 29 4.0 0.15 0.19 0.10 O " 331 399 3.1 100 120 21 54 62 36 4.0 0.19 0.19 0.10 P " 297 385 5.2 55 69 40 3.5 0.07 0.19 0.10 Q " 307 390 5 96 114 21 54 68 31 3.5 0.11 0.19 0.10 R " 309 393 4.8 97 116 24 54 68 35 3.5 0.15 0.19 0.10 S " 303 392 5.7 97 114 16 54 68 38 3.5 0.19 0.19 0.10 T " 305 377 3.2 93 113 21 50 64 39 3.5 0.13 0.19 0.19 The T7 (5h) 317 397 3.4 97 121 27 58 73 24 4.0 0.07 0.19 0.10 M " 340 414 4 97 119 27 58 72 23 4.0 0.11 0.19 0.10 NOT " 336 408 3.5 99 119 23 59 74 31 4.0 0.15 0.19 0.10 O " 339 405 2.9 101 121 20 58 73 34 4.0 0.19 0.19 0.10 Complementary tests on casting D and G on the one hand, F and K on the other hand with the income of 5 h at 200 ° C Average of D & G HIP + T7 (10h) 178 330 14.2 3.5 0.00 0.17 & 0.21 0.10 Average of F & K " 290 383 8.42 3.5 0.10 0.17 & 0.21 0.10 Mg% Alloy Constraint F Number of cycles Ne Broken C or No NC 0 AT 270 245 VS 0 D 270 305 VS 0 BOY WUT 270 389 VS 0 AT 220 1,526 VS 0 AT 220 6352 VS 0 D 220 3690 VS 0 D 220 4436 VS 0 BOY WUT 220 5779 VS 0 BOY WUT 220 3,790 VS 0 AT 170 61,584 VS 0 AT 170 2600 VS 0 D 170 1,020,800 VS 0 D 170 817,139 VS 0 BOY WUT 170 415,179 VS 0 BOY WUT 170 538,994 VS 0 D 140 7,558,273 VS 0 BOY WUT 120 12,447,392 NC 0.05 H 270 303 VS 0.05 H 220 2,297 VS 0.10 VS 270 3175 VS 0.10 F 270 1,165 VS 0.10 K 270 1,522 VS 0.10 K 270 1,415 VS 0.10 VS 220 70,233 VS 0.10 VS 220 47,579 VS 0.10 F 220 95,248 VS 0.10 F 220 13,166 VS 0.10 K 220 347,036 VS 0.10 K 220 39,025 VS 0.10 VS 170 3,154,045 VS 0.10 VS 170 402,481 VS 0.10 F 170 2,813,763 VS 0.10 F 170 355,009 VS 0.10 K 170 431 101 VS 0.10 K 170 880,016 VS 0.10 K 170 2,026,665 VS 0.10 VS 140 11,459,025 VS 0.10 K 130 21 156 603 NC Alloy Mg% V% A-0h A-100 h A-100h Avg . A-150h A-150h Avg . A-200h A-200h Avg . A-300h A-300h Avg . VS 0.10 0 0 0.8 3.3 Break at 156h, A = 3.8% " " 0 0.5 0.53 1.3 1.80 Rupture at 175h, A = 2.4% " " 0 0.3 0.80 Break at 185h, A = 4% BOY WUT 0 , 00 0.21 0 0.27 0.31 0.46 0.53 0.74 0.90 1.92 2.83 " " 0 0.35 0.60 1.05 3.73 F 0.10 0.17 0 0.17 0.26 0.40 0.88 " " 0 0.15 0.15 0.22 0.22 0.30 0.31 0.59 0.60 " " 0 0.12 0.17 0.22 0.33 K 0.10 0.21 0 0.14 0.22 0.32 0.58 " " 0 0.14 0.13 0.21 0.20 0.31 0.30 0.58 0.54 " " 0 0.12 0.18 0.26 0.45

Claims (15)

  1. Cast part with high static mechanical strength, for fatigue and hot creep, in particular at 300°C, made of aluminum alloy of chemical composition, expressed in percentages by weight:
    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 - 0.19 %
    Zr: 0.05 - 0.25 %
    Ti: 0.01 - 0.25 %
    possibly element(s) to modify eutectics chosen from Sr: 30 - 500 ppm, Na: 20 - 100 ppm and Ca: 30 - 120 ppm, or elements to refine eutectics, Sb: 0.05 - 0.25%,
    other elements < 0.05% each and 0.15% in total, the rest aluminum.
  2. Cast part according to claim 1, characterized in that the silicon content of the alloy is between 5.0 and 9.0 %.
  3. Cast part according to one of claims 1 or 2 characterized in that the magnesium content lies between 0.10 and 0.20%.
  4. Cast part according to one of claims 1 to 3 characterized in that the vanadium content lies between 0.08 and 0.19%.
  5. Cast part according to one of claims 1 to 4, characterized in that the iron content is lower than 0.30%.
  6. Cast part according to one of claims 1 to 5 characterized in that the copper content lies between 2.5 and 4.2%.
  7. Cast part according to one of claims 1 to 6 characterized in that the manganese content lies between 0.08 and 0.20%.
  8. Cast part according to one of claims 1 to 7, characterized in that the zinc content is lower than 0.10%.
  9. Cast part according to one of claims 1 to 8, characterized in that the nickel content is lower than 0.10%.
  10. Cast part according to one of claims 1 to 9 characterized in that the zirconium content lies between 0.08 and 0.20%.
  11. Cast part according to one of claims 1 to 10 characterized in that the titanium content lies between 0.05 and 0.20%.
  12. Cast part according to one of claims 1 to 11 characterized in that the copper content lies between 3.0 and 4.0 %.
  13. Cast part according to one of claims 1 to 12 characterized in that the vanadium content lies between 0.10 and 0.19%.
  14. Cast part according to one of claims 1 to 13, characterized in that it is a cylinder head of an internal combustion engine.
  15. Cast part according to one of claims 1 to 14, characterized in that it is an insert for a hot part of a cast part.
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